DE69030229T2 - Verfahren zum Herstellen einer Halbleitervorrichtung - Google Patents

Verfahren zum Herstellen einer Halbleitervorrichtung

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Description

  • Die vorliegende Erfindung betrifft eine Halbleitervorrichtung sowie ein Verfahren zur Herstellung derselben und insbesondere eine Halbleitervorrichtung mit einer hauptsächlich aus Kupfer bestehenden verbesserten Verdrahtungsschicht sowie ein Verfahren zur Herstellung derselben.
  • In den vergangenen Jahren wurden mit zunehmend höherer Integration von Halbleitervorrichtungen die Breite und Dicke von Verdrahtungsschichten gesenkt und mehrlagige Strukturen entwickelt. Als Verdrahtungswerkstoff diente eine hauptsächlich aus korrosionsfestem und gegen Korrosion durch einen Passivierungsfilm geschütztem Aluminium bestehende Aluminiumlegierung mit niedrigem spezifischem Widerstand von 2,75 µΩcm. Da in einer aus einer Aluminiumlegierung bestehenden Verdrahtungsschicht die Stromdichte mit einer Verringerung der Verdrahtungsguerschnittsfläche steigt, kann die Verdrahtungsschicht infolge Elektromigration unterbrochen werden. Darüber hinaus kommt es mit zunehmender Zahl an Verdrahtungsschichten zur Applikation einer komplizierten Wärmehysterese auf die Verdrahtungsschichten, die dann infolge einer auf die Verdrahtungsschichten einwirkenden Wärmebelastung infolge Belastungswanderung unterbrochen werden. Die geschilderten Probleme beruhen auffolgendem Grund: Da der Schmelzpunkt von Aluminium niedrig ist, d.h. bei einer Temperatur von 660ºC liegt, wird die Diffusion von Aluminiumatomen, insbesondere eine Atomdiffusion unter Verwendung einer Korngrenze als Pfad, selbst bei relativ niedriger Temperatur beschleunigt.
  • Aus diesem Grunde wurde bereits eine aus Kupfer mit gegenüber Aluminium um 400ºC oder mehr höherem Schmelzpunkt bestehende Verdrahtungsschicht untersucht. Bei Verwendung einer aus Kupfer (reinem Kupfer) hergestellten Verdrahtungsschicht läßt sich im Vergleich zu einer Aluminium-Silizium- Kupfer-(Al-Si-Cu)-Legierung eine Unterbrechung durch Elektromigration unterdrücken. Es wurde jedoch darüber berichtet, daß die Haltbarkeit der Kupfer-Verdrahtungsschicht im Vergleich zu der Verdrahtungsschicht aus der Aluminiumlegierung lediglich geringfügig (um ein Mehrfaches) oder etwas mehr als geringfügig (um ein Zigfaches) verbessert ist. Diese Haltbarkeit entspricht nahezu der aufgrund der Aktivierungsenergie einer Korngrenzendiffusion von Kupferatomen geschätzten Haltbarkeit.
  • Das Auftreten von Elektromigration hangt im allgemeinen von der durchschnittlichen Kristallkorngröße und der Breite einer Verdrahtungsschicht ab. Hierbei bildet die Kupfer-Verdrahtungsschicht keine Ausnahme. So besitzt beispielsweise ein durch übliche Filmbildung durch Zerstäubung hergestellter Kupferfilm einer Dicke von etwa 1 µm eine durchschnittliche Kristallkorngröße von etwa 1 µm. Zur Bildung einer Kupfer-Verdrahtungsschicht einer sog. Bambusstruktur mit Beständigkeit gegen Elektromigration muß die Breite der Verdrahtungsschicht 0,5 µm oder weniger betragen. Wenn die Breite der Verdrahtungsschicht im Hinblick auf eine Verbesserung der Beständigkeit gegen Elektromigration 0,5 µm oder weniger beträgt, sinkt die praktische Querschnittsfläche der Verdrahtungsschicht unter Erhöhung ihres Widerstands. Folglich verzögert sich eine Signalübertragung unter Behinderung bzw. Hemmung eines Hochgeschwindigkeitsbetriebs. Zur Erhöhung der Querschnittsfläche der Verdrahtungsschicht unter Halten ihrer Breite auf einem kleinen Wert wird die Dicke der Verdrahtungsschicht erhöht. Wenn jedoch eine dicke Verdrahtungsschicht gebildet und mit einem Isolierfilm bedeckt wird, steigt die Kapazität zwischen benachbarten Verdrahtungsschichten, wodurch es ohne weiteres zu einer Kreuzkopplung kommen kann und ein Hochgeschwindigkeitsbetrieb behindert bzw. gehemmt wird.
  • Darüber hinaus ist zwar die zu einer Oxidbildung führende freie Energie von Kupfer etwas vermindert, trotzdem wird nicht nur das Kupfer leicht oxidiert, sondern der auf dem Kupfer entstandene Kupferoxidfilm besitzt eine niedrige Dichte. Wenn die Kupfer-Verdrahtungsschicht einer Sauerstoffatmosphäre ausgesetzt wird, wird aus diesem Grunde selbst ein innerer Bereich der Kupfer-Verdrahtungsschicht oxidiert. So entsteht beispielsweise in einer Veraschungsstufe zur Entfernung eines Resistfilms aus der Oberfläche der Kupfer-Verdrahtungsschicht nadelförmiges Kupferoxid, wodurch die Form der Verdrahtungsschicht beeinträchtigt und deren Widerstand erhöht wird. Darüber hinaus wird bei der Ablagerung eines Passivierungsfilms und einer isolierenden Zwischenschicht auf der Kupfer-Verdrahtungsschicht die Haftfestigkeit zwischen der Verdrahtungsschicht und der isolierenden Zwischenschicht oder einem Passivierungsfilm infolge Anwesenheit des nadelförmigen Kupferoxids unter Entfernung der Filme beeinträchtigt.
  • K. Hoshino und Mitarbeiter referierten auf der VMIC-Konferenz (Seite 226 bis 232, 12-13. Juni 1989) über ein Verfahren zur Ausbildung einer verbesserten Kupfer-Verdrahtungsschicht. Bei diesem Verfahren wird auf der Oberfläche eines Siliziumsubstrats ein Oxidfilm einer Dicke von etwa 0,4 µm ausgebildet. Eine als Haftungsschicht dienende Wolfram- Schicht und eine als Sperrschicht dienende TiN-Schicht werden danach (in der angegebenen Reihenfolge) auf dem Oxidfilm abgelagert. Schließlich wird auf der TiN-Schicht durch. Zerstäubungsverdampfung unter Verwendung eines aus Kupfer und Titan bestehenden Targets ein dünner Film aus einer Cu-Ti-Legierung abgelagert. Danach wird der dünne Film einer Musterbildung unterworfen und schließlich in einer Stickstoffatmosphäre wärmebehandelt Bei dieser Wärmebehandlung (Nitridierung) wird das in dem dünnen Filmmuster aus der Cu-Ti-Legierung enthaltene Ti in dessen Oberfläche diffundiert. Das diffundierte Ti wird unter Bildung einer Titannitrid-Schicht nitridiert. Hierbei entsteht eine Verdrahtungsschicht, deren periphere Oberfläche mit der eine gute Oxidationsbeständigkeit aufweisenden Titannitrid-Schicht bedeckt ist und die aus nahezu kein Ti enthaltendem Kupfer besteht.
  • Wie aus Fig. 1, aus der sich die Beziehung zwischen der Nitridierungstemperatur für das dünne Filmmuster aus der Cu-Ti-Legierung und dem spezifischen Widerstand der Verdrahtungsschicht ergibt, hervorgeht, muß jedoch beim genannten Verfahren zur Herstellung einer Verdrahtungsschicht eines spezifischen Widerstands von 2,5 µΩcm unterhalb des spezifischen Widerstands der Al-Si-Cu-Legierung (3 µΩcm) die Wärmebehandlung bei einer Temperatur von 800ºC durchgeführt werden. Wie aus der zuvorgenannten Literaturstelle hervorgeht, wird bei einer Nitridierung bei einer Temperatur unterhalb von 800ºC das Ti nicht aus dem dünnen Film aus der Cu-Ti- Legierung (heraus)diffundiert, so daß nicht nur auf der Oberfläche der Verdrahtungsschicht keine Titannitrid-Schicht gebildet wird, sondern auch keine Verdrahtungsschicht eines niedrigen spezifischen Widerstands nahezu gleich dem spezifischen Widerstand von Kupfer und nahezu ohne Ti gebildet werden kann. Da die geschilderte Nitridierung bei relativ hoher Temperatur durchgeführt werden muß, wird eine zuvor auf dem Siliziumsubstrat gebildete Fremdatom- bzw. Störstoffdiffusionsschicht einer erneuten Diffusion unterworfen. Folglich wird ein Flachwerden der Diffusionsschicht gehemmt und die Anzahl elektrisch aktivierter Träger verringert.
  • Dieses Verfahren wurde auch in der EP-A2-0260906 veröffentlicht.
  • Eine Aufgabe der vorliegenden Erfindung ist die Schaffung eines Verfahrens zur Herstellung einer Halbleitervorrichtung mit einer Verdrahtungsschicht eines unter dem spezifischen Widerstand einer Al-Si-Cu-Legierung (3 µΩcm) liegenden spezifischen Widerstands.
  • Eine weitere Aufgabe der vorliegenden Erfindung besteht in der Angabe eines Verfahrens zur Herstellung einer mit hoher Geschwindigkeit arbeitenden Halbleitervorrichtung mit einer Verdrahtungsschicht, die selbst dann, wenn sie breit ist und in Bezug auf die durchschnittliche Korngröße keine Bambusstruktur aufweist, in hervorragender Weise gegen Elektromigration beständig ist.
  • Eine weitere Aufgabe der vorliegenden Erfindung ist die Schaffung eines Verfahrens zur Herstellung einer Halbleitervorrichtung mit einer Verdrahtungsschicht, die eine hervorragende Oxidationsbeständigkeit und Haftung aufweist und gegen Ablösung von einem (einer) (zuvor) gebildeten Passivierungsfilm oder isolierenden Zwischenschicht geschützt ist.
  • Eine weitere Aufgabe der vorliegenden Erfindung besteht in der Angabe eines Verfahrens zur Herstellung einer Halbleitervorrichtung, bei welchem die Verdrahtungsschicht bei einer Temperatur erheblich unter 800ºC hergestellt werden kann.
  • Gegenstand der vorliegenden Erfindung ist somit ein Verfahren zur Herstellung einer Halbleitervorrichtung mit folgenden Stufen:
  • Ausbilden eines Elements auf einem Halbleitersubstrat;
  • Ablagern einer isolierenden Zwischenschicht auf dem Halbleitersubstrat;
  • schrittweises Ablagern einer dünnen Schicht aus einem mit Kupfer keine intermetallische Verbindung bildenden Metall und einer Kupferschicht auf der isolierenden Zwischenschicht zur Bildung eines Schichtstapels;
  • Bemustern des Schichtstapels und
  • Ausbilden einer Verdrahtungsschicht durch Wärmebehandeln des mit einem Muster versehenen Schichtstapels in einer Stickstoffatmosphäre zur Diffusion des Metalls der dünnen Schicht zu einer peripheren Oberfläche der Kupferschicht in einem Kristallzustand mit einem Nitrid des mit Kupfer keine intermetallische Verbindung bildenden Metalls dergestalt, daß das Metall und/oder das Metallnitrid an den Korngrenzen des Kupferfilms vorhanden ist (sind),
  • welches dadurch gekennzeichnet ist,
  • daß die dünne Schicht ein Metall aus der Gruppe Vanadium, Niob, Tantal, Chrom, Molybdän und Wolfram umfaßt und die Wärmebehandlung unter Stickstoff bei einer Temperatur von nicht über 750ºC durchgeführt wird.
  • Diese Erfindung läßt sich anhand der folgenden detaillierten Beschreibung bevorzugter Beispiele im Zusammenhang mit den beigefügten Zeichnungen besser verstehen. In den Zeichnungen zeigen:
  • Fig. 1 eine graphische Darstellung der Beziehung zwischen der Anlaßtemperatur eines dünnen Schichtmusters aus einer Cu-Ti-Legierung in einer Stickstoffatmosphäre und dem spezifischen Widerstand der durch Dunnnitridierung gebildeten üblichen Verdrahtungsschicht;
  • Fig. 2A bis 2 G Querschnittsdarstellungen der Herstellungsstufen für eine Halbleitervorrichtung gemäß Beispiel 1;
  • Fig. 3 eine Querschnittsdarstellung der Halbleitervorrichtung gemäß Fig. 2F längs einer Linie III-III und
  • Fig. 4 eine graphische Darstellung der Beziehung zwischen der Anlaßtemperatur in einer Stickstoffatmosphäre und dem spezifischen Widerstand einer Verdrahtungsschicht entsprechend Beispiel 2.
  • Erfindungsgemäß wird ein Verfahren zur Herstellung einer Halbleitervorrichtung mit einem Halbleitersubstrat geschaffen. Aufletzterem wird ein Element gebildet. Auf dem Halbleitersubstrat wird eine isolierende Zwischenschicht ausgebildet. Auf der isolierenden Zwischenschicht wird eine Verdrahtungsschicht gebildet. Diese ist derart aufgebaut, daß eine in kristallinem Zustand vorliegende Oberfläche einer Kupferschicht mit einem Nitrid eines mit Kupfer keine intermetallische Verbindung bildenden Metalls bedeckt ist. Das Metall und/oder Metallnitrid befindet sich an den Korngrenzen der Kupferschicht.
  • Als Halbleitersubstrat wird beispielsweise ein Siliziumsubstrat vom p-Typ, ein Siliziumsubstrat vom n-Typ oder ein Siliziumsubstrat eines Leitfähigkeitstyps (beispielsweise vom p-Typ), auf welchem zweidimensional Bereiche vom n-Typ und p-Typ ausgebildet sind, verwendet. Als Halbleitersubstrat können auch andere Halbleiter, wie Ge, GaAs, InP, ein durch Ausbilden einer Halbleiterschicht auf einem isolierenden Substrat erhaltenes SOS-Plättchen oder ein durch schrittweises Ausbilden einer isolierenden Schicht und einer Halbleiterschicht auf einem Siliziumsubstrat entstandenes SOI- Plättchen verwendet werden.
  • Als isolierende Zwischenschicht können beispielsweise eine CVD-SiO&sub2;-Einzelschicht oder ein durch Aufeinanderstapeln eines Glasfilms, z.B. eines Films aus einem Phosphosilikatglas (PSG), einem Borosilikatglas (BSG) oder einem Borophosphosilikatglas (BPSG) auf den CVD-SiO&sub2;-Film erhaltener zweilagiger Film verwendet werden. Unter Benutzung des zweilagigen Films als isolierende Zwischenschicht wird der BPSG-Film oder dergl. auf der Oberseite erneut zum Fließen gebracht, um eine Übertragung des Stufenunterschieds auf der Oberfläche der isolierenden Zwischenschicht unter Bildung einer isolierenden Zwischenschicht mit flacher Oberfläche zu verhindern.
  • Metalle, die mit Kupfer keine intermetallische Verbindung bilden, sind beispielsweise Vanadium, Niob, Tantal, Chrom, Molybdän und Wolfram. Hiervon wird mindestens eines ausgewählt.
  • Die Dicke der Verdrahtungsschicht beträgt aus folgenden Gründen vorzugsweise 0,1 bis 0,9 µm. Wenn die Korngröße der die Verdrahtungsschicht bildenden Kupferschicht groß wird, wird die Beständigkeit gegen Elektromigration verbessert. Wenn folglich die Dicke der Verdrahtungsschicht unter 0,1 µm liegt, wird die Korngröße durch die Dicke beschränkt, so daß die Beständigkeit gegen Elektromigration nicht verbessert werden kann. Wenn im Gegensatz dazu die Dicke der Verdrahtungsschicht 0,9 µm übersteigt, steigt die Kapazität zwischen benachbarten Verdrahtungsschichten unter Verzögerung der Signalweiterleitung infolge einer Kreuzkopplung. Dadurch wird bei einer Verdrahtungsschicht für eine groß dimensionierte Integration (LSI) die Zuverlässigkeit beeinträchtigt.
  • Zwischen der isolierenden Zwischenschicht und der Verdrahtungsschicht kann eine dünne Schicht aus einem mit Kupfer keine intermetallische Verbindung bildenden Metall ausgebildet werden. Diese dünne Metallschicht trägt wirksam zu einer Verbesserung der Haftfestigkeit der Verdrahtungsschicht auf der isolierenden Zwischenschicht bei. Die dünne Metallschicht besitzt vorzugsweise 30% oder weniger der Dicke der Verdrahtungsschicht, und zwar aus folgendem Grund: Da die dünne Metallschicht als Teil der Verdrahtungsschicht dient und eine Widerstandskomponente darstellt, kann - wenn ihre Dicke 30% der Dicke der Verdrahtungsschicht übersteigt - der Gesamtwiderstand der Verdrahtungsschicht plus der dünnen Metallschicht ansteigen.
  • Darüber hinaus werden bei dem erfindungsgemäßen Verfahren zur Herstellung einer Halbleitervorrichtung auf einem Halbleitersubstrat ein Element gebildet, auf dem Halbleitersubstrat eine isolierende Zwischenschicht abgelagert, auf der isolierenden Zwischenschicht unter Bildung einer Stapelschicht bzw. eines Schichtstapels nach und nach eine dünne Schicht aus einem mit Kupfer keine intermetallische Verbindung bildenden Metall und eine Kupferschicht abgelagert, die Stapelschicht einer Mustergebung unterworfen, auf der gemusterten Stapelschicht in einer Stickstoffatmosphäre durch Wärmebehandlung unter Diffusion des Metalls der dünnen Metallschicht zur peripheren Oberfläche der Kupferschicht durch die Kupferschicht hindurch eine Verdrahtungsschicht gebildet und das diffundierte Metall zur Abdeckung der in kristallinem Zustand vorliegenden Kupferoberfläche mit einem Nitrid eines mit Kupfer keine intermetallische Verbindung bildenden Metalls nitridiert, so daß das Metall und/oder Metallnitrid an den Korngrenzen der Kupferschicht vorhanden ist.
  • Die durchschnittliche Korngröße der Kupferschicht sollte zweckmäßigerweise einer Dicke von 0,3 µm oder mehr entsprechen. Die Dicke der Kupferschicht sollte zweckmäßigerweise in einen Bereich von 0,1 bis 0,8 µm fallen, so daß die fertige Verdrahtungsschicht die obige Dicke aufweist.
  • Die Dicke der dünnen Metallschicht sollte in einen Dickebereich zwischen einer Einzelschicht aus Kupferatomen und 30% der Dicke der Kupferschicht fallen. Die dünne Metallschicht kann bei der geschilderten Wärmebehandlung in der Stickstoffatmosphäre vollständig durch die Kupferschicht hindurch diffundiert werden. Andererseits kann die dünne Metallschicht auch (nur) teilweise diffundiert werden, so daß ein Teil der dünnen Metallschicht zurückbleibt.
  • Als Stickstoffatmosphäre eignet sich ein zumindest gasförmigen Stickstoff enthaltendes Gas. Zweckmäßigerweise werden insbesondere ein lediglich gasförmigen Stickstoff enthaltendes Gas, ein Gasgemisch aus Stickstoff und Wasserstoff oder ein Gasgemisch aus Stickstoff und Inertgas verwendet.
  • Die Wärmebehandlung in der Stickstoffatmosphäre kann beispielsweise als Wärmebehandlung in einem mit gasförmigem Stickstoff gefüllten Ofen oder als Plasmanitridierung durchgeführt werden.
  • Bei der Wärmebehandlung in der Stickstoffatmosphäre muß ein Metall der dünnen Metallschicht durch die Kupferschicht hindurch an die periphere Oberfläche der Kupferschicht diffundiert werden. Das an die Oberfläche diffundierte Metall muß auf Nitridierungstemperatur gebracht werden. In der Praxis beträgt die Temperatur bei der Wärmebehandlung bei Verwendung einer dünnen Niobschicht 600 bis 750ºC, bei Verwendung einer dünnen Chromschicht 600 bis 750ºC, bei Verwendung einer dünnen Vanadiumschicht 500 bis 750ºC, bei Verwendung einer dünnen Tantalschicht 550 bis 750ºC, bei Verwendung einer dünnen Molybdänschicht 700 bis 750ºC und bei Verwendung einer dünnen Wolframschicht 700 bis 750ºC.
  • Bei Durchführung der Wärmebehandlung in der Stickstoffatmosphäre als Plasmanitridierung kann die Wärmebehandlung bei einer unter den angegebenen Temperaturen liegenden Temperatur erfolgen.
  • Entsprechend der Wärmebehandlung in der Stickstoffatmosphäre kann die Korngröße der Kupferschicht gesteuert werden. Wenn beispielsweise die Erwärmungsgeschwindigkeit gesteigert wird, steigt die Korngröße der Kupferschicht im Vergleich zu nicht nur der Korngröße während der Ablagerung, sondern auch der Korngröße bei einer Wärmebehandlung bei geringerer Temperaturerhöhungsgeschwindigkeit. Als Maßnahme zur Steuerung der Korngröße der Kupferschicht wird vor der Wärmebehandlung in der Stickstoffatmosphäre eine Wärmebehandlung in einer inerten Atmosphäre durchgeführt. Als ein Inertgas enthaltendes Gas können ein Gas mit lediglich einem Inertgas, wie gasförmigem Argon oder Hehum, oder ein Gasgemisch von Inertgasen und gasförmigem Wasserstoff verwendet werden. Zur Wärmebehandlung eignet sich beispielsweise ein rasches Anlassen unter Ausnutzung der Wärme aus einer Infrarotlampe. Insbesondere dann, wenn rasch angelassen wird, läßt sich die Korngröße der Kupferschicht im Vergleich zu dem Verfahren einer Steuerung der Temperatursteigerungsgeschwindigkeit noch weiter vergrößern.
  • Da erfindungsgemäß die Verdrahtungsschicht derart aufgebaut ist, daß eine isolierende Zwischenschicht eines Halbleitersubstrats mit einem Nitrid eines mit Kupfer keine intermetallische Verbindung bildenden Metalls auf einer in kristallinem Zustand vorliegenden Kupferschichtoberfläche bedeckt ist und sich das Metall und/oder Metallnitrid an den Korngrenzen der Kupferschicht befindet, wird eine Oxidation der Verdrahtungsschicht durch das die Verdrahtungsschicht bedeckende Metallnitrid verhindert. Die Verdrahtungsschicht erhält dabei den ursprünglichen niedrigen spezifischen Widerstand von Kupfer. Ferner wird eine hohe Haftfestigkeit zwischen der Verdrahtungsschicht und einer (einem) auf dieser abgelagerten isolierenden Zwischenschicht oder Passivierungsfilm erreicht. Selbst wenn die Verdrahtungsschicht breit ist, damit sie nicht in Bezug auf die durchschnittliche Korngröße Bambusstruktur aufweist, läßt sich darüber hinaus die Beständigkeit gegen Elektromigration durch das an den Korngrenzen der Kupferschicht vorhandene Nitrid verbessern. Aus diesem Grund kann die Verdrahtungsschicht breit gemacht werden. Die Signalfortpflanzungsgeschwindigkeit läßt sich durch die Verminderung des genannten spezifischen Widerstands erhöhen. Darüber hinaus wird dann, wenn zwischen der isolierenden Zwischenschicht und der Verdrahtungsschicht eine dünne Metallschicht aus einem mit Kupfer keine intermetallische Verbindung bildenden Metall gebildet ist, die Haftfestigkeit der Verdrahtungsschicht auf der isolierenden Zwischenschicht verbessert.
  • Folglich kann man eine in hohem Maße zuverlässige und mit hoher Geschwindigkeit arbeitende Halbleitervorrichtung mit einer Verdrahtungsschicht, bei der eine Unterbrechung unterdrückt ist und die eine hohe Haftfestigkeit an einer isolierenden Zwischenschicht oder einem Passivierungsfilm sowie ferner einen extrem niedrigen spezifischen Widerstand aufweist, hergestellt werden.
  • Bei dem erfindungsgemäßen Verfahren werden nach und nach auf einer isolierenden Zwischenschicht eines Halbleitersubstrats eine dünne Schicht aus einem mit Kupfer keine intermetallische Verbindung bildenden Metall und eine Kupferschicht abgelagert, worauf der Schichtstapel einer Mustergebung unterworfen und danach in einer Stickstoffatmosphäre wärmebehandelt wird. Bei der Wärmebehandlung wird ein Metall aus dem dünnen Metallfilm durch die darüberliegende Kupferschicht hindurch zu einer peripheren Oberfläche der Kupferschicht diffundiert, worauf das diffundierte Metall zur Bedeckung der Kupferschicht nitridiert wird. Dieses Nitrid wird ebenfalls an den Korngrenzen der Kupferschicht gebildet. Dies führt dazu, daß auf der isolierenden Zwischenschicht eine Verdrahtungsschicht einer Struktur, bei der die in kristallinem Zustand vorliegende Oberfläche der Kupferschicht mit einem Nitrid eines mit Kupfer keine intermetallische Verbindung bildenden Metalls bedeckt ist und sich das Metall und/oder Metallnitrid an den Korngrenzen der Kupferschicht befindet, ausgebildet werden kann. Da die Wärmebehandlung bei einer Temperatur im Bereich von nicht mehr als 750ºC (beispielsweise bei 450 bis 600ºC) durchgeführt werden kann, läßt sich die geschilderte Elektromigration derart unterdrücken, daß eine zuvor auf dem Halbleitersubstrat gebildete Fremdatomdiffusionsschicht nicht nochmals tiefer diffundiert. Folglich läßt sich ohne Schwierigkeiten eine in hohem Maße zuverlässige und mit hoher Geschwindigkeit arbeitende Halbleitervorrichtung mit einer einen niedrigen spezifischen Widerstand aufweisenden Verdrahtungsschicht und mit der Eignung zur Abflachung der Diffusionsschicht herstellen.
  • Bei der Wärmebehandlung in einer Stickstoffatmosphäre wird die Erwärmungsgeschwindigkeit erhöht oder es wird vor der geschilderten Wärmebehandlung eine Wärmebehandlung in einer inerten Atmosphäre durchgeführt, um die Korngröße des Kupferfilms zu erhöhen. Auf diese Weise läßt sich auf der isolierenden Zwischenschicht eine Verdrahtungsschicht mit weiter gesenktem Widerstand und weiter verbesserter Beständigkeit gegen Elektronmigration ausbilden.
  • Die vorliegende Erfindung wird anhand der folgenden Beispiele unter Bezugnahme auf die beigefügten Zeichnungen näher erläutert.
    • Beispiel 1
  • Wie aus Fig. 2A hervorgeht, wurde ein Siliziumsubstrat 1 vom p-Typ selektiv oxidiert, um einen eine Dicke von beispielsweise 0,5 µm aufweisenden Feldoxidfilm 2 auszubilden. Bei einer thermischen Oxidation wurde auf der Oberfläche des durch den Feldoxidfilm 2 isolierten inselartigen Siliziumsubstrats 1 ein thermischer Oxidfilm gebildet. Nach der Ablagerung eines mit Arsen dotierten Polysiliziumfilms einer Dicke von 0,2 µm wurden der Siliziumfilm und der thermische Oxidfilm zur Bildung eines Gateoxidfilms 3 und einer Gateelektrode 4 auf der Oberfläche des Substrats 1 einer Mustergebung unterworfen. Nachdem auf der gesamten Oberfläche des Substrats nach einem CVD-Verfahren ein SiO&sub2;-Film einer Dicke von etwa 0,25 µm abgelagert worden war, wurde eine reaktive lonenätzung durchgeführt, um auf der peripheren Seitenfläche des Gateoxidfilms 3 und der Gateelektrode 4 in seitenwandartiger Form einen SiO&sub2;-Film 5 zurückzulassen. Danach wurden in das Siliziumsubstrat unter Verwendung des Feldoxidfilms 2, der Gateelektrode 4 und des SiO&sub2;-Films 5 als Masken durch Ionenimplantation Fremdatome vom n-Typ (beispielsweise Arsen) implantiert. Bei der Aktivierung entstanden Sourceund Drainbereiche 6 und 7 vom n&spplus;-Typ jeweils einer Anschlußtiefe von beispielsweise 0,15 µm.
  • Nachdem auf der gesamten Oberfläche des Substrats durch Zerstäubung eine dünne Titanschicht einer Dicke von 0,08 µm abgelagert worden war (vgl. Fig. 2B), wurde die den Sourcebereich 6, den Drainbereich 7 und die Gateelektrode 4 des Siliziumsubstrats kontaktierende dünne Titanschicht durch 30-minütige Wärmebehandlung bei einer Temperatur von 750ºC unter Stickstoffatmosphäre silizidiert, wobei als Pufferschicht eine Titansilizidschicht 8 entstand. Die dünnen Titanschichten auf dem Feldoxidfilm 2 und dem SiO&sub2;-Film 5 wurden entfernt. Danach wurde 20 min in einer Stickstoffatmosphäre bei einer Temperatur von 900ºC angelassen. Es sei darauf hingewiesen, daß anstelle der dünnen Titanschicht eine dünne Nickelschicht abgelagert werden und daß durch dieselbe Wärmebehandlung auf den Oberflächen des Sourcebereichs 6, des Drainbereichs 7 und der Gateelektrode 4 eine Nickelsilizidschicht ausgebildet werden kann.
  • Wie aus Fig. 2C hervorgeht, wurde nach Ablagerung (in der angegebenen Reihenfolge) eines SiO&sub2;-Films 9 einer Dicke von 0,3 µm und eines BPSG-Films 10 einer Dicke von 0,7 µm, die als isolierende Zwischenschichten dienten, auf der gesamten Oberfläche des Substrats nach einem CVD-Verfahren eine Wärmebehandlung durchgeführt, um den BPSG-Film 10 nochmals zum Fließen zu bringen. Hierbei wurde die Oberfläche des Films 10 abgeflacht. Der SiO&sub2;-Film 9 bzw. der BPSG-Film 10 entsprechend einem Teil des Sourcebereichs 6 und einem Teil des Drainbereichs 7 wurden durch Ätzen selektiv entfernt, um quadratische Kontaktlöcher 11 jeweils einer Seitenlänge von 0,5 µm auszubilden. Danach wurde zum Eingraben von Wolframsteckern 12 in die Kontaktlöcher 11 Wolfram selektiv in den Kontaktlöchern 11 abgelagert.
  • Das Siliziumsubstrat wurde dann in eine Kammer einer Magnetron-Zerstäubungsvorrichtung eingesetzt. Nachdem die Kammer auf einen Druck von 2,0 x 10&supmin;&sup5; Pa oder weniger evakuiert worden war, wurde der Kammer mit einer Strömungsgeschwindigkeit von 40 cm³/min gasförmiges Argon zugeführt. Zu diesem Zeitpunkt wurde der Druck der Kammer bei 317 x 10&supmin;¹ Pa gehalten. Während das Siliziumsubstrat gedreht wurde, wurde ein Chrom (Cr)-Target durch ein Argonplasma zerstäubt, um auf dem BPSG-Film 10 eine dünne Chromschicht 13 einer Dicke von 0,05 µm abzulagern (vgl. Fig. 2D). In der mit einer angelegten Spannung von 600 V und einem Target-Strom von 5 A erzeugten Argonplasmaatmosphäre wurde unter Drehen des Siliziumsubstrats ein Kupfer (Cu)-Target zerstäubt, um auf der dünnen Chromschicht 13 eine Kupferschicht 14 einer Dicke von 0,4 µm abzulagern. Die abgelagerte Kupferschicht 14 bestand aus Körnchen einer durchschnittlichen Korngröße von 0,2 µm. Der Lagenwiderstand der durch die dünne Chromschicht 13 und die Kupferschicht 14 gebildeten Stapeischicht betrug 55 mΩ/ Danach wurde die Stapelschicht mit Hilfe einer reaktiven Ionenätzmethode einer Mustergebung unterworfen, um auf dem BPSG-Film 10 einschließlich der Wolframstecker 12 ein Ohrom- Kupfer-Stapelschichtmuster 15 zu bilden (vgl. Fig. 2E).
  • Nachdem das Siliziumsubstrat 1 mit dem darauf befindlichen Stapelschichtmuster 15 in einen Infrarotbildofen eingebracht worden war, wurde der Ofen auf einen Druck von 1,3 x 10&supmin;&sup4; Pa evakuiert. In den Ofen wurde ein Gasgemisch aus gasförmigem Wasserstoff und gasförmigem Stickstoff (Volumenverhältnis H&sub2;/N&sub2; = 10/90) bei einem Druck von 10&sup5; Pa (1 atm) mit einer Geschwindigkeit von 3000 cm³/min eingeblasen. Der Ofen wurde mit einer Erwärmungsgeschwindigkeit von 50ºC/min auf 650ºC erwärmt. Diese Temperatur wurde 30 min lang beibehalten. Danach wurde der Ofen mit einer Abkühlgeschwindigkeit von 50ºC/min abgekühlt. Die Korngröße der Kupferschicht 14 wurde durch die Wärmebehandlung in einer Stickstoffatmosphäre auf 0,7 µm vergrößert. Das Chrom der dünnen Chromschicht 13 wurde durch die Kristallkorngrenzen der Kupferschicht 14 zur peripheren Oberfläche der Kupferschicht 14 diffundiert. Das diffundierte Chrom wurde zur Bildung einer Chromnitrid (Cr&sub2;N oder CrN) -Schicht nitridiert Gleichzeitig wurde das durch die Korngrenzen der Kupferschicht 14 diffundierende Chrom nitridiert. Dabei wurde (wie aus Fig. 2F und 3 hervorgeht) auf der restlichen dünnen Chromschicht 13 eine aus der Kupferschicht 14 bestehende Verdrahtungsschicht 18 gebildet. Die periphere Oberfläche der Schicht 14 war mit einer Chromnitridschicht 16 einer Dicke von 0,03 µm bedeckt. Die Schicht 14 enthält an den Korngrenzen Chromnitrid 17. Der Körnchendurchmesser beträgt 0,7 µm. Anschließend wurde auf dem erhaltenen Gebilde ein mittels Plasma-CVD-SiO&sub2; gebildeter Passivierungsfum 19 abgelagert, um eine MOS-Halbleitervorrichtung herzustellen.
  • Da die Oberfläche der Verdrahtungsschicht 18 einer nach dem geschilderten Verfahren hergestellten Halbleitervorrichtung mit der Chromnitridschicht 16 bedeckt war, war die Oberfläche der Verdrahtungsschicht 18 gegen eine Oxidation bei der Ablagerung des Passivierungsfilms 19 geschützt. Der Passivierungsfilm 19 stand somit in engem Kontakt mit der Verdrahtungsschicht 18. Da ferner die dünne Chromschicht 13 unter der Verdrahtungsschicht 18 blieb, steht die Verdrahtungsschicht 18 in engem Kontaktimt dem als isolierende Zwischenschicht dienenden BPSG-Film 10.
  • Bei einem Schnelltest zur Zufuhr eines Stroms von 1 x 10&sup7; A/cm² zu der Verdrahtungsschicht 18 mit der erhaltenen Halbleitervorrichtung bei einer Temperatur von 250ºC wurde die Zeit bis zur Unterbrechung der Verdrahtungsschicht 18 infolge Elektromigration ermittelt. Dabei fanden sich etwa 100 h nach Beginn des Schnelltests in 50% der Verdrahtungsschicht 18 Unterbrechungen. Es zeigte sich folglich, daß die Halbleitervorrichtung eine ausgezeichnete Beständigkeit gegen Elektromigration besaß. Wurde derselbe Schnelltest mit einer Verdrahtungsschicht aus reinem Kupfer derselben Größe, wie sie diejenige des Beispiels 1 aufwies, durchgeführt, wurden etwa 10 h nach Beginn des Schnelltests in 50% der Verdrahtungsschicht Unterbrechungen festgestellt. Wie bereits ausgeführt, besitzt die gemäß Beispiel 1 hergestellte Verdrahtungsschicht 18 eine hervorragende Beständigkeit gegen Elektromigration, da die Korngröße der Kupferschicht auf 0,7 µm erhöht und an den Grenzen der Kristallkörnchen Chromnitrid vorhanden war.
  • Bei einer Messung des Gesamtwiderstands der restlichen dünnen Chromschicht 13 und der Verdrahtungsschicht 18, wurde ein Widerstandswert von 78 mΩ/ gemessen. Es zeigte sich, daß der Widerstand im Vergleich zu dem nichtwärmebehandelten Stapelschichtmuster 15 (55 mΩ/ ) gesenkt werden konnte. Dies bedeutet, daß beim Umrechnen des Widerstands in den spezifischen Widerstand letzterer von 2,2 µΩcm auf 1,9 µΩcm reduziert werden konnte.
    • Beispiel 2
  • Die Wärmebehandlung erfolgte - anstatt der in Beispiel 1 eingehaltenen Temperatur von 650ºC - bei Temperaturen von 450ºC, 550ºC bzw. 750ºC. Danach wurde der gesamte spezifische Widerstand der dünnen Chromschicht und der Verdrahtungsschicht unter den angegebenen Temperaturbedingungen gemessen. Hierbei wurden die in Fig. 4 graphisch dargestellten Werte erhalten.
  • Wie aus Fig. 4 hervorgeht, läßt sich bekanntlich ein niedriger spezifischer Widerstand der Verdrahtungsschicht bei einer im Vergleich zur Temperatur zur Senkung der Zahl elektrisch aktivierter Träger von zuvor auf einem Siliziumsubstrat 1 gebildeten Source- und Drainbereichen 6 und 7 ausreichend niedrigeren Temperatur erreichen.
    • Beispiel 3
  • Entsprechend Beispiel 1 wurde ein Gateoxidfilm, eine Gateelektrode, ein Sourcebereich vom n&spplus;-Typ, ein Drainbereich und eine Titansilicidschicht auf einem Siliziumsubstrat vom p-Typ gebildet. Dann wurde ein als isolierende Zwischenschicht dienender SiO&sub2; - und BPSG-Film abgelagert. Darüber hinaus wurde ein Kontaktloch gebildet und in diesem ein Woframstecker eingegraben. Durch Zerstäubung wurden auf dem BPSG-Film eine Chromschicht einer Dicke von 0,05 µm und eine Kupferschicht einer Dicke von 0,4 µm abgelagert. Die aus der Kupferschicht und der dünnen Chromschicht bestehende Stapelschicht wurde zur Bildung eines Chrom-Kupfer-Stapelschichtmusters einer Mustergebung unterworfen.
  • Nachdem das Siliziumsubstrat, auf welchem das Stapelschichtmuster gebildet worden war, in einen Widerstandsheizofen zur Durchführung einer Plasmabehandlung eingesetzt worden war, wurde der Ofen auf einen Druck von 1,3 x 10&supmin;&sup4; Pa evakuiert. Nach Zufuhr eines Gasgemischs aus Wasserstoff und Stickstoff (Volumenverhältnis H&sub2;/N&sub2; = 10/90) zu dem Ofen bei einem Druck von 330 Pa und einer Strömungsgeschwindigkeit von 500 cm³/min wurde die Temperatur des Ofens mit einer Erwärmungsgeschwindigkeit von 50ºC/min auf 550ºC erhöht. Gleichzeitig wurde an auf beiden Seiten des Siliziumsubstrats in dem Heizofen vorgesehenen Elektroden eine 13,56-MHz-Hochfrequenzenergie von 800 W angelegt, um durch Hochfrequenzentladung ein Stickstoffplasma zu erzeugen. Das Siliziumsubstrat wurde 45 min lang in der Stickstoffplasmaatmosphäre bei einer Temperatur von 550ºC belassen. Danach wurde die Hochfrequenzentladung abgeschaltet und das Siliziumsubstrat mit einer Abkühlgeschwindigkeit von 50ºC/min gekühlt.
  • Mittels der geschilderten Wärmebehandlung wurde - wie in Beispiel 1 - auf der restlichen dünnen Chromschicht eine aus einer Kupferschicht bestehende Verdrahtungsschicht gebildet. Die periphere Oberfläche der Kupferschicht war mit einer Chromnitridschicht einer Dicke von 0,03 µm bedeckt. Die Kupferschicht enthielt an ihren Korngrenzen Chrom und/oder Chromnitrid. Die Kristallkörnchen besaßen einen Durchmesser von 0,7 µm. Wurde der Widerstand der Verdrahtungsschicht (einschließlich der dünnen Chromschicht) gemessen, wurde ein Widerstandswert von 48 Ωm/ ermittelt. Es zeigte sich, daß der Widerstand im Vergleich zum Widerstand des nicht wärmebehandelten Stapelschichtmusters (55 mΩ/ ) deutlich gesenkt werden konnte. Bei Umrechnung des Widerstands in den spezifischen Widerstand konnte letzterer im Vergleich zu einem spezifischen Widerstand von 2,2 µΩcm vor dem Wärmebehandeln auf 1,9 µΩcm reduziert werden.
    • Beispiel 4
  • Entsprechend Beispiel 1 wurden auf einem Siliziumsubstrat vom p-Typ ein Gateoxidfilm, eine Gateelektrode, ein Sourcebereich vom n&spplus;-Typ, ein Drainbereich und eine Titansilicidschicht gebildet. Auf dem erhaltenen Gebilde wurden als isolierende Zwischenschicht dienende SiO&sub2; - und BPSG-Filme abgelagert. Darüber hinaus wurde in dem erhaltenen Gebilde ein Kontaktloch gebildet und in dieses ein Wolframstecker eingegraben. Auf dem BPSG-Film wurden durch Zerstäubung eine dünne Ohromschicht einer Dicke von 0,05 µm und eine Kupferschicht einer Dicke von 0,4 µm abgelagert. Die aus der Kupfer- und der dünnen Chromschicht gebildete Stapelschicht wurde zur Bildung eines Chrom-Kupfer-Stapelschichtmusters einer Mustergebung unterworfen.
  • Nachdem das Siliziumsubstrat, auf dem das Stapelschichtmuster gebildet worden war, zur Durchführung einer Plasmabehandlung in einen mit einer Infrarotlampe beheizten Heizofen eingebracht worden war, wurde der Ofen auf einen Druck von 1,3 x 10&supmin;&sup4; Pa evakuiert. Nachdem in den Ofen ein Gasgemisch aus Wasserstoff und Argon (Volumenverhältnis H&sub2;/Ar = 10/90) mit einem Druck von 1 atm und einer Strömungsgeschwindigkeit von 10 cm³/min eingeblasen worden war, wurde die Temperatur des Ofens durch Erwärmen mit der Lampe mit einer Erwärmungsgeschwindigkeit von 100ºC/s auf 700ºC erhöht. Diese Temperatur wurde dann 15 min lang beibehalten. Danach wurde die Temperatur mit einer Abkühlgeschwindigkeit von 100ºC/s auf 550ºC gesenkt. Zu diesem Zeitpunkt war die durchschnittliche Korngröße von 0,2 µm auf 1,5 µm gestiegen.
  • Das Gas im Heizofen wurde abgelassen, worauf der Druck des Ofens auf 1,3 x 10&supmin;&sup4; Pa eingestellt wurde. Danach wurde unter Zufuhr eines Gasgemischs aus Wasserstoff und Stickstoff (Volumenverhältnis H&sub2;/N&sub2; = 10/90) zum Ofen mit einer Strömungsgeschwindigkeit von 500 cm³/min und einem Druck von 10&sup5; Pa (1 atm) an die auf beiden Seiten des Siliziumsubstrats angeordneten Elektroden eine 13, 56-MHz-Hochfrequenzenergie von 800 W angelegt, um durch Hochfrequenzentladung ein Stickstoffplasma zu erzeugen. Das Siliziumsubstrat wurde 45 min lang in der Stickstoffplasmaatmosphäre bei einer Temperatur von 550ºC gehalten. Danach wurde die Hochfrequenzentladung abgestellt und das Siliziumsubstrat mit einer Abkühlgeschwindigkeit von 50ºC/min gekühlt.
  • Durch die geschilderte zweistufige Wärmebehandlung wurde auf der restlichen dünnen Chromschicht eine aus der Kupferschicht bestehende Verdrahtungsschicht gebildet. Die periphere Oberfläche der Kupferschicht war mit einer Chromnitridschicht einer Dicke von 0,03 µm bedeckt. Die Kupferschicht enthielt Chrom und/oder Chromnitrid an den Korngrenzen. Die Körnchen besaßen einen Durchmesser von 1,5 µm. Wurde der Widerstand der Verdrahtungsschicht (einschließlich der restlichen dünnen Chromschicht) gemessen, wurde ein Widerstandswert von 45 mΩ/ erhalten. Es zeigte sich, daß der Widerstand der Verdrahtungsschicht im Vergleich zu dem nichtwärmebehandelten Stapelschichtmuster (55 mΩ/ ) deutlich gesenkt werden konnte. Wurde der Widerstand in den spezifischen Widerstand umgerechnet, konnte der spezifische Widerstand von 2,2 µΩcm auf 1,8 µΩcm gesenkt werden. Da darüber hinaus die durchschnittliche Korngröße des Kupfers der Verdrahtungsschicht auf 1,5 µm erhöht werden konnte, wurde die Beständigkeit gegen Elektromigration weiter verbessert, so daß eine in hohem Maße zuverlässige Verdrahtungsschicht erhalten werden konnte.
    • Beispiel 5
  • Entsprechend Beispiel 1 wurden auf einem Siliziumsubstrat vom p-Typ ein Gateoxidfum, eine Gateelektrode, ein Sourcebereich vom n&spplus;-Typ, ein Drainbereich und eine Titansilicidschicht gebildet. Auf dem erhaltenen Gebilde wurden als isolierende Zwischenschicht dienende SiO&sub2; - und BPSG-Filme abgelagert. Darüber hinaus wurde in dem erhaltenen Gebilde ein Kontaktloch gebildet und in dieses ein Wolframstecker eingegraben. Das Siliziumsubstrat wurde in eine Kammer einer Magnetron-Zerstäubungsvorrichtung eingesetzt, worauf die Kammer auf einen Druck von 2,0 x 10&supmin;&sup5; Pa evakuiert wurde. Dann wurde der Kammer gasförmiges Argon mit einer Geschwindigkeit von 40 cm³/min zugeführt. Zu diesem Zeitpunkt wurde die Kammer bei einem Druck von 3,7 x 10&supmin;¹ Pa gehalten. Während das Siliziumsubstrat gedreht wurde, wurde durch ein Argonplasma ein Niob (Nb) -Target auf das Substrat zerstäubt, um auf dem BPSG-Film eine dünne Niobschicht einer Dicke von 0,05 µm abzulagern. Anschließend wurde unter fortgesetzter Drehung des Siliziumsubstrats unter den Bedingungen des Beispiels 1 ein Kupfer (Cu)-Target zerstäubt, um auf der dünnen Niobschicht eine Kupferschicht einer Dicke von 0,4 µm abzulagern. Die abgelagerte Kupferschicht bestand aus Körnchen einer durchschnittlichen Korngröße von 0,2 µm. Der Widerstand der Niob- und Kupfer-Stapeischicht betrug 55 mΩ/ Danach wurde die aus der Kupferschicht und der dünnen Niobschicht gebildete Stapelschicht zur Bildung eines Niob- Kupfer-Stapelschichtmusters einer Breite von 0,7 µm einer Mustergebung unterworfen.
  • Nachdem das Siliziumsubstrat mit dem darauf befindlichen Stapelschichtmuster in einen Infrarotbildofen eingesetzt worden war, wurde der Ofen auf einen Druck von 1,3 x 10&supmin;&sup4; Pa evakuiert. Dann wurde in den Ofen ein Gasgemisch aus gasförmigem Wasserstoff und gasförmigem Stickstoff (Volumenverhältnis H&sub2;/N&sub2; = 10/90) mit einem Druck von 10&sup5; Pa (1 atm) und einer Geschwindigkeit von 3000 cm³/min eingeblasen. Der Ofen wurde mit einer Erwärmungsgeschwindigkeit von 50ºC/min auf eine Temperatur von 650ºC erwärmt. Die Temperatur wurde 30 min lang beibehalten, worauf der Ofen mit einer Abkühlgeschwindigkeit von 50ºC/min abgekühlt wurde. Die Korngröße der Kupferschicht wurde durch Wärmebehandlung in einer Stickstoffatmosphäre auf 0,7 µm erhöht. Das Niob der dünnen Niobschicht wurde durch die Kristallkorngrenzen der Kupferschicht hindurch zur peripheren Oberfläche der Kupferschicht diffundiert. Das diffundierte Niob wurde zur Bildung einer Niobnitrid (Nb&sub2;N oder NbN) -Schicht nitridiert. Gleichzeitig wurde das durch die Korngrenzen der Kupferschicht diffundierende Niob nitridiert. Dies führte zur Bildung einer aus der Kupferschicht bestehenden Verdrahtungsschicht auf der restlichen dünnen Niobschicht. Die periphere Oberfläche der Kupferschicht war mit einer Niobnitridschicht einer Dicke von 0,03 µm bedeckt. Der Kupferfilm enthielt Niob und/oder Niobnitrid an den Korngrenzen. Die Körnchen besaßen einen Durchmesser von 0,7 µm. Danach wurde - wie in Beispiel 1 -auf dem erhaltenen Gebilde ein mittels Plasma-CVD-SiO&sub2; he rgestellter Passivierungsfilm einer Dicke von 1,8 µm abgelagert, wobei eine MOS-Halbleitervorrichtung erhalten wurde.
  • Da die Oberfläche der in der geschilderten Weise hergestellten Verdrahtungsschicht einer Halbleitervorrichtung mit der Niobnitridschicht bedeckt war, war die Oberfläche der Verdrahtungsschicht gegen Oxidation bei der Ablagerung des Passivierungsfilms geschützt. Der Passivierungsfilm stand in engem Kontakt mit der Verdrahtungsschicht. Da ferner die dünne Niobschicht unter der Verdrahtungsschicht belassen wurde, stand die Verdrahtungsschicht (auch) in engem Kontakt mit dem als isolierende Zwischenschicht dienenden BPSG-Film.
  • Mit der Verdrahtungsschicht der erhaltenen Halbleitervorrichtung wurde der in Beisiel 1 durchgeführte Schnelltest durchgeführt. Die Zeit bis zur Unterbrechung der Verdrahtungsschicht infolge Elektromigration wurde bestimmt. Es zeigte sich, daß etwa 100 h nach Beginn des Beschleunigungstests in 50% der Verdrahtungsschicht 18 Unterbrechungen feststellbar waren. Damit zeigte sich, daß die Halbleitervorrichtung eine hervorragende Beständigkeit gegen Elektromigration besitzt.
  • Wurde der Gesamtwiderstand der restlichen dünnen Niobschicht und der Verdrahtungsschicht gemessen, wurde ein Widerstandswert von 48 mΩ/ erhalten. Es zeigte sich, daß der Widerstand im Vergleich zum Widerstand des nicht wärmebehandelten Stapelschichtmusters 15 (55 mΩ/ ) gesenkt werden konnte. Wurde der Widerstand in den spezifischen Widerstand umgerechnet, konnte der spezifische Widerstand von 2,2 Ωµcm auf 1,9 Ωµcm gesenkt werden.
  • Es sei darauf hingewiesen, daß die Beispiele die Herstellung einer MOS-Halbleitervorrichtung beschrieben. Diese Ausführungsformen eiguen sich jedoch auch zur Herstellung bipolarer Halbleitervorrichtungen.
  • Wie bereits ausgeführt, läßt sich erfindungsgemäß eine in hohem Maße zuverlässige und mit hoher Geschwindigkeit arbeitende Halbleitervorrichtung mit einer Verdrahtungsschicht eines spezifischen Widerstands unter demjenigen einer Al-Si- Cu-Legierung (3 µΩcm), verbesserter Beständigkeit gegen Elektromigration, hervorragender Oxidationsbeständigkeit und verbesserter Haftfestigkeit an einer isolierenden Zwischenschicht oder einem Passivierungsfilm herstellen. Erfindungsgemäß läßt sich zur Bildung der Verdrahtungsschicht eine Wärmebehandlung in einer Stickstoffatmosphäre bei einer Temperatur von nicht über 750ºC, d.h. bei einer Temperatur, bei welcher eine zuvor auf einem Halbleitersubstrat gebildete Fremdatomdiffusionsschicht noch tiefer eindiffundieren kann, durchführen. Somit erhält man die Möglichkeit einer einfachen Herstellung einer in hohem Maße zuverlässigen und mit hoher Geschwindigkeit arbeitenden Halbleitervorrichtung mit der Eignung zum Abflachen.

Claims (6)

1. Verfahren zur Herstellung einer Halbleitervorrichtung in folgenden Stufen:
Ausbilden eines Elements auf einem Halbleitersubstrat (1);
Ablagern einer isolierenden Zwischenschicht (9, 10) auf dem Halbleitersubstrat (1);
schrittweises Ablagern einer dünnen Schicht (13) aus einem mit Kupfer keine intermetallische Verbindung bildenden Metall und einer Kupferschicht (14) auf der isolierenden Zwischenschicht (10) zur Bildung eines Schichtstapels;
Bemustern des Schichtstapels und
Ausbilden einer Verdrahtungsschicht (18) durch Wärmebehandeln des mit einem Muster versehenen Schichtstapels in einer Stickstoffatmosphäre zur Diffusion des Metalls der dünnen Schicht (13) zu einer peripheren Oberfläche der Kupferschicht (14) in einem Kristallzustand mit einem Nitrid des mit Kupfer keine intermetallische Verbindung bildenden Metalls dergestalt, daß das Metall und/oder das Metallnitrid an den Korngrenzen des Kupferfilms (14) vorhanden ist (sind)
dadurch gekennzeichnet,
daß die dünne Schicht (13) ein Metall aus der Gruppe Vanadium, Niob, Tantal, Chrom, Molybdän und Wolfram umfaßt und die Wärmebehandlung unter Stickstoff bei einer Temperatur von nicht über 750ºC durchgeführt wird.
2. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß nach der Diffusion des Metalls in die Kupferschicht (14) aus der dünnen Schicht (13) im Rahmen der Wärmebehandlung die dünne Schicht (13) unter der Verdrahtungsschicht (18) belassen wird.
3. Verfahren nach Anspruch 2, dadurch gekennzeichnet, daß die dünne Schicht (13) aus Chrom besteht.
4. Verfahren nach Anspruch 2, dadurch gekennzeichnet, daß die dünne Metallschicht (13) aus Niob besteht.
5. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß die Wärmebehandlung in der Stickstoffatmosphäre aus einer Plasmanitridierung besteht.
6. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß vor Durchführung der Wärmebehandlung in der Stickstoffatmosphäre eine Wärmebehandlung in einem Inertgas durchgeführt wird.
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