DE69109921T2

DE69109921T2 - Metall-Metall-Epitaxie auf Substrate.

Info

Publication number: DE69109921T2
Application number: DE69109921T
Authority: DE
Inventors: Chin-An Chang
Original assignee: International Business Machines Corp
Current assignee: International Business Machines Corp
Priority date: 1990-03-12
Filing date: 1991-03-06
Publication date: 1995-12-14
Anticipated expiration: 2011-03-07
Also published as: US5112699A; DE69109921D1; EP0451502B1; EP0451502A1; JPH04221058A; JPH0818903B2

Description

Die vorliegende Erfindung bezieht sich auf Metall-Metall-Epitaxie-Wachstum auf Substraten bei Raumtemperatur. Speziell bezieht sich die Erfindung auf Metallfilm- und metallische Übergitterstrukturen mit gesteuerten Orientierungen, die bei Raumtemperatur unter Verwendung eines mit einer epitaktisch aufgewachsenen Kupferschicht beschichteten Silicium- oder Germaniumsubstrats aufgewachsen werden.
Jüngste Entwicklungen bezüglich epitaktischen Aufwachsens von Metallschichten bei Raumtemperaturen stellen einen Weg zur Verfügung, verschiedene Metallstrukturen sowohl zur wissenschaftlichen Untersuchung als auch für technologische Anwendungen zu erhalten. Das Fehlen geeigneter metallischer Substrate in Dünnschichtform hat den Fortschritt auf diesem Gebiet begrenzt.
Die vorliegende Erfindung beschreibt ein Verfahren, welches das Aufwachsen von metallischen Filmen und alternierenden Metall-Metall-Strukturen oder Übergittern mit gesteuerten Orientierungen erlaubt. Das Verfahren startet mit einem Silicium- oder Germaniumsubstrat, das mit einem epitaktisch aufgewachsenen Kupferfilm als Kristallkeimschicht beschichtet ist. Die Abscheidung wird mittels herkömmlicher Elektronenstrahlverdampfung in einem Vakuum mit einem geringen Druck von 1,33 10&supmin;&sup5; Pa (10&supmin;&sup7; Torr) ohne absichtliche oder von außen angewendete Erwärmung des Substrats während des Depositionsprozesses durchgeführt. Bei Verwendung eines Siliciumsubstrates wird die eben beschriebene Technik als Metall-Metall-Epitaxie auf Silicium (MMES) bezeichnet.
Die beschriebene MMES-Technik verwendet Silicium als Substrat, wobei ein epitaktisch aufgewachsener Kupferfilm die Kristallkeimschicht für das epitaktische Aufwachsen anderer Metalle ist. Dieses Verfahren unterscheidet sich von der Technik des Abscheidens epitaktischer Metallfilme auf GaAs-Substraten mittels Molekularstrahlepitaxie(MBE)-Technik. Der letztgenannte Prozeß ist aufwendiger und kostenintensiver als das MMES-Verfahren. Die mit dem MBE-System und GaAs-Substraten einhergehenden Kosten sowie der damit verbundene Wachstumsprozeß machen das MMES-Verfahren für Anwendungen in großem Maßstab attraktiver und praktikabler. Die Prinzipien des MMES-Verfahrens sind auf andere Wachstumstechniken ausdehnbar, die Sputtertechniken und andere Dünnfilm- Depositionstechniken einschließen.
Es ist Fachwissen, daß Metallfilme mit gesteuerter Orientierung schwierig aufeinander aufzuwachsen sind, und zwar aufgrund der Schwierigkeit, Kristallkeim-Metallschichten mit der gewünschten Orientierung zu erhalten. Gemäß der vorliegenden Erfindung wird ein neuartiges Verfahren offenbart, bei dem zuerst eine Kristallkeim-Metallschicht mit gesteuerter Orientierung, zum Beispiel aus Cu, auf einkristallinem Silicium abgeschieden wird. Die nachfolgende Deposition anderer Metalle auf einem (100)-Kupferfilm erlaubt das Wachstum von (100)-orientierten Metallfilmen. Auf diese Weise wurden Metalle wie Nickel, Kobalt, Titan, Palladium, Rhodium, Iridium, Zirkon und Hafnium abgeschieden. Bestimmte Metalle zeigen keine Gitteranpassung mit der Kupferkristallkeimschicht. Derartige Metalle erfordern eine oder mehrere zusätzliche Metall-Kristallkeimschichten, bevor ein epitaktisches Wachstum erzielt wird. Zum Beispiel wachsen Gold, Silber, Platin, Eisen, Vanadium und Chrom, die auf Kupfer nicht epitaktisch aufwachsen, dann epitaktisch auf, wenn zuerst Palladium auf dem Kupferfilm abgeschieden wird. Wolfram und Molybdän wachsen beispielsweise nicht epitaktisch auf Palladium auf, wachsen jedoch dann epitaktisch auf, wenn zuerst Gold auf dem Palladiumfilm abgeschieden wird. Das Ergebnis ist eine fünfschichtige Metall-Metall-Epitaxiestruktur auf Silicium. Niob, das kein epitaktisches Aufwachsen auf Palladium oder Gold zeigt, weist ein partielles (100)-Epitaxiewachstum auf (100)Mo auf. Dies ist ein Beispiel einer sechsschichtigen Epitaxiestruktur auf Silicium. Das Verfahren wird unter Verwendung einer herkömmlichen Elektronenstrahlverdampfung in einem Vakuum von 1,33 10&supmin;&sup5; Pa (10&supmin;&sup7; Torr) ohne absichtliches Erwärmen des Substrats während der Deposition durchgeführt. Demzufolge ist das Verfahren leicht in einer Herstellungslinie einsetzbar.
Das beschriebene Verfahren befolgend scheidet sich Kupfer epitaktisch auf Silicium ab, wobei (100)- und (111)-Kupferfilme unter Verwendung von (100)- beziehungsweise (111)-Siliciumsubstraten aufwachsen. Unter Verwendung der abgeschiedenen Kupferschicht als Kristallkeimschicht wird ein weiteres epitaktisches Aufwachsen anderer Metalle ausgeführt. Metalle, die eine solche epitaktische Beziehung zu der Kupferschicht aufweisen, beinhalten Ni, Co, Rh, Ir, Ti, Pd, Zr und Hf. Andere Metalle, wie Au, Ag, Pt, Fe, V und Cr, die auf Kupfer nicht epitaktisch aufwachsen, wachsen auf Pd unter Verwendung von Pd/Cu/Si-Strukturen epitaktisch auf. Noch andere Metalle, wie Mo und W, die auf Pd nicht epitaktisch aufwachsen, wachsen auf Au unter Verwendung von Au/Pd/Cu/Si-Strukturen epitaktisch auf. Noch andere Metalle, wie Nb, die weder auf Palladium noch auf Gold epitaktisch aufwachsen, wachsen auf Mo unter Verwendung von Mo/Au/Pd/Cu/Si- Strukturen epitaktisch auf.
Die vorliegende Erfindung resultiert in einer einzelnen Deposition von Metallfilmen mit gesteuerter Orientierung unter Verwendung herkömmlicher Dünnfilm-Aufdampftechniken in einer Vakuumkammer ohne während der Abscheidung auf das Substrat angewendete externe Wärme, wodurch Reaktionen zwischen Komponenten minimiert werden. Die solchermaßen abgeschiedenen Metallfilme haben zahlreiche Anwendungsmöglichkeiten.
Die magnetischen Metalle, wie Ni, Co und Fe, sind alle als dünne, einzelne Schichten und als Übergitter für die Fachwelt auf dem Gebiet des Magnetismus von Interesse. Untersuchungen, die Cu-Ni-, Cu-Co- und Ni-Co-Übergitter umfassen, zeigen magnetische Eigenschaften auf, die deutlich von der Orientierung abhängen. Rh- und Ir-Schichten und -Übergitter finden Anwendung in der katalytischen Aktivität des Metalls unter Verwendung von Einkristallen verschiedener Orientierungen. Auch Metalle wie Ni, Pd und Fe sind als Katalysatoren von Interesse. Das MMES-Verfahren stellt ein einfaches Verfahren zur Herstellung von Metallfilmen mit gesteuerter Orientierung bei viel geringeren Kosten und mit geringerer Schwierigkeit hinsichtlich der Oberflächenpräparation der Proben zur Verfügung als bislang bekannte Verfahren.
Gemäß der vorliegenden Erfindung wird zuerst eine Kristallkeim- Metallschicht mit gesteuerter Orientierung, zum Beispiel aus Cu, auf einkristallinem Germanium abgeschieden. Die nachfolgende Deposition anderer Metalle, wie Ni, auf einem (100)-orientierten Kupferfilm erlaubt das Aufwachsen eines (100)-orientierten Metallfilms. Die mit einem Germaniumsubstrat erhaltenen Resultate waren ähnlich denen, wie sie oben in Verbindung mit Siliciumsubstraten beschrieben wurden.
Die Verwendung von Germanium als Substratmaterial bietet den Vorteil, daß es möglich ist, die Metall-Metall-Struktur mit gesteuerten Orientierungen auf einem GaAs-Substrat aufzuwachsen. In einem Beitrag mit dem Titel "Interface morphology of epitaxial growth of Ge on GaAs and GaAs on Ge by molecular beam epitaxy" von Chin-An Chang in Journal of Applied Physics, Band 53, Seite 1253 vom Februar 1982 sowie in einem Beitrag mit dem Titel "Interface morphology studies of (110) and (111) Ge-GaAs grown by molecular beam epitaxy" von Chin-An Chang in Applied Physics Letters, Band 40, Seite 1037 vom Juni 1982 wird epitaktisches Aufwachsen von Germanium auf GaAs unter Verwendung von Molekularstrahlepitaxietechniken beschrieben. Eine derartige Germaniumschicht kann als Substrat für das epitaktische Aufwachsen von Cu, gefolgt von weiteren Metallen, verwendet werden. Nachdem die Ge-Schicht auf GaAs abgeschieden wurde, können die metallischen Schichten oder Ubergitter auf dem Ge/GaAs-Substrat entweder in dem gleichen Molekularstrahlepitaxiesystem oder in einer separaten Kammer aufgewachsen werden. Das Resultat ist die gleichzeitige Anwesenheit sowohl von magnetischen Metallstrukturen als auch von GaAs-Bauelementstrukturen auf dem gleichen Substrat für eine Vielzahl von Anwendungsfällen. Alternativ ist es möglich, Si auf dem GaAs-Substrat abzuscheiden, gefolgt von der Deposition der Metallstrukturen. In dieser Hinsicht ist Ge aufgrund seiner ausgezeichneten Gitteranpassung an GaAs zu bevorzugen; die Fehlanpassung beträgt weniger als 0,1 % für Ge-GaAs, jedoch mehr als 4 % für Si-GaAs.
Eine Hauptaufgabe der vorliegenden Erfindung ist daher die Bereitstellung eines Verfahrens zum Aufwachsen von Metallfilmen und alternierenden Metall-Metall-Strukturen oder -Übergittern mit gesteuerten Orientierungen.
Eine weitere Aufgabe der Erfindung ist die Bereitstellung eines Verfahrens zum Aufwachsen von metallischen Filmen und von alternierenden Metall-Metall-Strukturen oder -Übergittern mit gesteuerter Orientierung, das den Schritt des Abscheidens eines epitaktisch aufgewachsenen Kupferfilms als Kristallkeimschicht auf einem Silicium- oder Germaniumsubstrat beinhaltet.
Zusätzliche und noch weitere Ziele der vorliegenden Erfindung treten deutlicher beim Lesen der nachfolgenden Beschreibung in Verbindung mit den beigefügten Zeichnungen in Erscheinung.
Nachfolgend werden Möglichkeiten zur Ausführung der Erfindung im Detail unter Bezugnahme auf die Zeichnungen beschrieben, die lediglich spezielle Ausführungsbeispiele wie folgt zeigen:
Fig. 1A ist eine Seitenansicht einer bevorzugten Ausführungsform einer dreischichtigen Metall-Metall-Epitaxiestruktur auf einem Substrat;
Fig. 1B ist eine Seitenansicht einer alternativen, bevorzugten Ausführungsform einer vierschichtigen Metall- Metall-Epitaxiestruktur auf einem Substrat;
Fig. 2 ist eine graphische Darstellung eines Röntgenbeugungsmusters einer (100)Ni/(100)Cu/(100)Si-Struktur, die gemäß der vorliegenden Erfindung hergestellt ist;
Fig. 3 ist eine graphische Darstellung eines Röntgenbeugungsmusters einer (100)Co/(100)Cu/(100)Si-Struktur, die gemäß der vorliegenden Erfindung hergestellt ist;
Fig. 4 ist eine graphische Darstellung eines Röntgenbeugungsmusters einer (100)Co/(100)Cu/(100)Si-Struktur, die gemäß der vorliegenden Erfindung hergestellt ist. Die Struktur wurde auf 300 ºC erwärmt, um das vorhandene Cu auf zubrauchen, was es ermöglicht, daß der Co(200)-Peak sichtbar wird;
Fig. 5 ist eine graphische Darstellung eines Röntgenbeugungsmusters einer Ni/Co/Ni/Cu/Si(100)-Struktur, die gemäß der vorliegenden Erfindung hergestellt ist;
Fig. 6 ist eine graphische Darstellung eines Röntgenbeugungsmusters einer Co/Ni/Co/Cu/Si (100)-Struktur, die gemäß der vorliegenden Erfindung hergestellt ist;
Fig. 7 ist eine graphische Darstellung eines Röntgenbeugungsmusters eines Cu-Ni-Übergitters, das gemäß der vorliegenden Erfindung hergestellt ist;
Fig. 8 ist eine graphische Darstellung eines Röntgenbeugungsmusters eines Cu-Co-Übergitters, das gemäß der vorliegenden Erfindung hergestellt ist;
Fig. 9 ist eine graphische Darstellung eines Röntgenbeugungsmusters eines Ni-Co-Übergitters, das gemäß der vorliegenden Erfindung hergestellt ist;
Fig. 10 ist eine graphische Darstellung eines Röntgenbeugungsmusters einer Pd(100)/Cu(100)/Si(100)-Struktur, die gemäß der vorliegenden Erfindung hergestellt ist;
Fig. 11 ist eine graphische Darstellung eines Röntgenbeugungsmusters einer Ti(001)/Cu(100)/Si(100)-Struktur, die gemäß der vorliegenden Erfindung hergestellt ist;
Fig. 12 ist eine graphische Darstellung eines Röntgenbeugungsmusters einer Rh(100)/Cu(100)/Si(100)-Struktur, die gemäß der vorliegenden Erfindung hergestellt ist;
Fig. 13 ist eine graphische Darstellung eines Röntgenbeugungsmusters einer (100)Ir/(100)Cu/(100)Si-Struktur, die gemäß der vorliegenden Erfindung hergestellt ist;
Fig. 14 ist eine graphische Darstellung eines Röntgenbeugungsmusters einer (100)Au/(100)Pd/(100)Cu/(100)Si- Struktur, die gemäß der vorliegenden Erfindung hergestellt ist;
Fig. 15 ist eine graphische Darstellung eines Röntgenbeugungsmusters einer (100)Ag/(100)Pd/(100)Cu/(100)Si- Struktur, die gemäß der vorliegenden Erfindung hergestellt ist;
Fig. 16 ist eine graphische Darstellung eines Röntgenbeugungsmusters einer (100)Pt/(100)Pd/(100)Cu/(100)Si- Struktur, die gemäß der vorliegenden Erfindung hergestellt ist;
Fig. 17 ist eine graphische Darstellung eines Röntgenbeugungsmusters einer (100)Fe/(100)Pd/(100)Cu/(100)Si- Struktur, die gemäß der vorliegenden Erfindung hergestellt ist;
Fig. 18 ist eine graphische Darstellung eines Röntgenbeugungsmusters einer (100)V/(100)Pd/(100)Cu/(100)Si- Struktur, die gemäß der vorliegenden Erfindung hergestellt ist;
Fig. 19 ist eine graphische Darstellung eines Röntgenbeugungsmusters einer (100)Cr/(100)Pd/(100)Cu/(100)Si- Struktur, die gemäß der vorliegenden Erfindung hergestellt ist;
Fig. 20 ist eine graphische Darstellung eines Röntgenbeugungsmusters einer (100)Mo/(100)Au/(100)Pd/(100) Cu/(100)Si-Struktur, die gemäß der vorliegenden Erfindung hergestellt ist;
Fig. 21 ist eine graphische Darstellung eines Röntgenbeugungsmusters einer (100)W/(100)Au/(100)Pd/(100)Cu/(100)Si-Struktur, die gemäß der vorliegenden Erfindung hergestellt ist;
Fig. 22 ist eine graphische Darstellung eines Röntgenbeugungsmusters einer (100)Fe/(100)Au/(100)Pd/(100)Cu/(100)Si-Struktur, die gemäß der vorliegenden Erfindung hergestellt ist;
Fig. 23 ist eine graphische Darstellung eines Röntgenbeugungsmusters einer (100)Fe/(100)Ag/(100)Pd/(100)Cu/(100)Si-Struktur, die gemäß der vorliegenden Erfindung hergestellt ist;
Fig. 24 ist eine graphische Darstellung eines Röntgenbeugungsmusters einer (100)Fe/(100)Pt/(100)Pd/(100)Cu/(100)Si-Struktur, die gemäß der vorliegenden Erfindung hergestellt ist;
Fig. 25 ist eine graphische Darstellung eines Röntgenbeugungsmusters einer (100)Fe/(100)Au/(100)Fe/(100)Au/(100)Pd/(100)Cu/(100)Si-Struktur, die gemäß der vorliegenden Erfindung hergestellt ist;
Fig. 26 ist eine graphische Darstellung eines Röntgenbeugungsmusters einer (100)Fe/(100)Ag/(100)Fe/(100)Ag/(100)Pd/(100)Cu/(100)Si-Struktur, die gemäß der vorliegenden Erfindung hergestellt ist;
Fig. 27 ist eine graphische Darstellung eines Röntgenbeugungsmusters einer (100)Fe/(100)Pt/(100)Fe/(100)Pt/(100)Pd/(100)Cu/(100)Si-Struktur, die gemäß der vorliegenden Erfindung hergestellt ist;
Fig. 28 ist eine graphische Darstellung eines Röntgenbeugungsmusters einer Cu/(100)Ge-Struktur, die gemäß der vorliegenden Erfindung hergestellt ist; und
Fig. 29 ist eine graphische Darstellung eines Röntgenbeugungsmusters einer Ni/Cu/(100)Ge-Struktur, die gemäß der vorliegenden Erfindung hergestellt ist.
Nunmehr auf die Figuren und speziell auf Figur 1 bezugnehmend, ist dort eine Dünnfilmschicht 10 aus Kupfer gezeigt, die mittels Elektronenstrahlverdampfung ohne irgendeine absichtliche oder externe Erwärmung des Substrats epitaktisch auf einem Siliciumsubstrat 12 abgeschieden ist. Sowohl der (100)- als auch der (111)-orientierte Kupferfilm können epitaktisch auf (100)- beziehungsweise (111)-Silicium abgeschieden werden. Die (100)- Orientierung von Cu bleibt bis zu einer Dicke von 2 um erhalten.
Der resultierende, auf dem Siliciumsubstrat abgeschiedene Kupferfilm wird als Substrat für weiteres epitaktisches Aufwachsen eines dritten Materials 14 verwendet. Beispielsweise resultiert das epitaktische Aufwachsen von Ni und Co auf den epitaktischen Cu/Si-Schichten in einer Metall-Metall-Epitaxiestruktur auf Silicium. Weiteres Aufwachsen von Cu-Schichten auf den Ni- und Co-Schichten erhält die epitaktische Beziehung, was das Aufwachsen periodischer, epitaktischer Metallstrukturen unter Verwendung des MMES-Verfahrens ermöglicht.
Das zum Erzielen epitaktischer Abscheidung verwendete Verfahren ist das folgende. Die (100)- und (111)-Siliciumwafer werden entfettet, in gepufferter Flußsäure geätzt und getrocknet, bevor sie in der Aufdampfanlage angeordnet werden. Der Basisdruck der Aufdampfanlage ist ein geringer Druck von 1,33 10&supmin;&sup5; Pa (10&supmin;&sup7; Torr), und es wird eine Depositionsrate von 1 nm/s für die Metalle verwendet. Die Schichtdicke der Cu-, Ni- und Co-Filme beträgt 100 nm.
Eine einzelne Schicht aus Ni oder Co wird auf der (100)Cu/(100)Si-Struktur abgeschieden, wobei die gleiche Orientierung erhalten wird. Im allgemeinen sind Filme aus (100)Ni und (100)Co mit herkömmlichen Dünnfilmdepositionsprozessen nur schwierig aufzuwachsen. Ni tendiert zum Aufwachsen in der (111)- Orientierung, welche die bevorzugte Orientierung für kubisch flächenzentrierte Metalle, wie Ni und Cu, ist. Andererseits wächst Co entweder in der hexagonalen Form oder in der kubisch flächenzentrierten Form auf. Die bevorzugte Orientierung der hexagonalen Form ist (001). Fig. 2 ist eine graphische Darstellung des Röntgenbeugungsmusters einer (100)Ni/(100)Cu/(100)Si- Struktur. Lediglich die (200)Peaks sowohl für Ni als auch für Cu sind zu sehen, ohne Anzeichen des (111)-Peaks von Ni. Fig. 3 ist eine graphische Darstellung des Röntgenbeugungsmusters der (100)Co/(100)Cu/(100)Si-Struktur. Die Co-Schicht zeigt lediglich den (200)-Peak, der mit dem (200)-Peak von Cu überlappt. Um den Co-Peak deutlich zu zeigen, wird die Probe auf 300 ºC erwärmt, um bei der Reaktion das Cu mit Si vollständig aufzubrauchen. Fig. 4 ist eine graphische Darstellung der Röntgenbeugung durch die Probe nach Erwärmen, welche nur noch den (200)-Peak von Co zeigt, während das gesamte vorhandene Cu zur Bildung von Cu-Siliciden reagiert hat.
Alternierende Ni-Co-Strukturen mit gesteuerten Orientierungen werden in einfacher Weise unter Verwendung des Verfahrens der Metall-Metall-Epitaxie auf Silicium hergestellt. Speziell wurden Ni/Co/Ni/Cu/Si (100)- und Co/Ni/Co/Cu/Si (100)-Strukturen hergestellt und getestet. Jede Metallschicht ist 100 nm dick. Wie in den Figuren 5 und 6 dargestellt, zeigt die Röntgenbeugungsanalyse der gebildeten Struktur (200)-Beugungspeaks von Cu, Ni und Co an, ohne daß irgendwelche (111)-Peaks detektiert werden. Das bedeutet, daß eine vollständige Epitaxie für alle abgeschiedenen Metallschichten erreicht ist, und zwar jede mit (100)-Orientierung. Der Erfolg des Abscheidens alternierender Ni/Co/Ni-Schichten mit gesteuerter Orientierung erlaubt die Herstellung von Ni/Co-Übergittern mit der gleichen Orientierung.
Ebenso wurde epitaktisches Aufwachsen von Ultradünnschicht-Übergittern durchgeführt. Die Figuren 7, 8 und 9 sind graphische Darstellungen von Cu-Ni-, Cu-Co- beziehungsweise Ni-Co-Übergittern. Fig. 7 zeigt ein Röntgenbeugungsmuster des Cu-Ni-Übergitters [Cu(5 nm)-Ni(2,5 nm)]&sub2;&sub0;/Cu(100 nm)/Si(100), wie es abgeschieden wurde. Fig. 8 zeigt ein Röntgenbeugungsmuster des Cu- Co-Übergitters [Cu(5 nm)-Co(2,5 nm)]&sub2;&sub0;/Cu(100 nm)/Si(100), wie es abgeschieden wurde. Fig. 9 zeigt ein Röntgenbeugungsmuster des Ni-Co-Übergitters [Ni(5 nm)-Co(5 nm)]&sub2;&sub0;/Cu(100 nm)/Si(100), wie es abgeschieden wurde. Die Kurven zeigen gut aufgelöste Satellitenpeaks aufgrund der vorhandenen periodischen Strukturen. Da die Deposition bei Raumtemperatur durchgeführt wird, wird keine Reaktion durch die Röntgenbeugungsanalyse beobachtet.
Die resultierenden Metallfilmstrukturen haben eine breite Vielfalt von Anwendungsmöglichkeiten. Die magnetischen Metalle, wie Ni und Co, finden sowohl als dünne Einzelschicht als auch als Übergitter in magnetischen Anwendungen Verwendung. Die Cu-Ni-, Cu-Co- und Ni-Co-Übergitter zeigten magnetische Eigenschaften, die deutlich von der Orientierung abhängen.
Das Depositionsverfahren ist nicht auf Elektronenstrahlverdampfung beschränkt, vielmehr sind auch andere, auf dem Fachgebiet bekannte Verdampfungstechniken zum Ausführen der vorliegenden Erfindung von Nutzen. Derartige Techniken schließen Sputterdeposition und chemische Niedertemperatur-Gasphasenabscheidung ein.
Wie oben beschreiben, erlaubt die vorliegende Erfindung eine Deposition von orientiertem Titan und Palladium unter Verwendung der gleichen Elektronenstrahlverdampfung bei Vakuum mit niedrigem Druck ohne Anwendung externer Erwärmung. Eine 100 nm dicke Schicht aus Cu wird auf einem einkristallinen Siliciumwafer abgeschieden. Der auf (100)Si abgeschiedene (100)Cu-Film erlaubt die Deposition von (100)Pd in kubischer Form oder von (001)Ti in hexagonaler Form. Die Verwendung von gegenüber der vorliegenden Erfindung andersartigen Depositionsverfahren resultiert normalerweise in der Deposition eines Pd-Films in einer bevorzugten (111)-Orientierung auf (100)Si, und Ti entsteht üblicherweise in hexagonaler Form mit der viel weniger bevorzugten (001)-Orientierung. Die Figuren 10 und 11 sind graphische Darstellungen der gemäß der vorliegenden Erfindung abgeschiedenen (100)Pd- und (001)Ti-Filme. Fig. 10 zeigt ein Röntgenbeugungsmuster eines Pd(100)-Films, wie er auf Cu(100)/Si(100) abgeschieden wurde, wobei lediglich der (200)-Beugungspeak von Pd zu sehen ist.
Fig. 11 zeigt ein Röntgenbeugungsmuster eines Ti-Films, wie er auf Cu(100)/Si(100) abgeschieden wurde, wobei lediglich der (002)-Beugungspeak von Ti erkennbar ist.
Die Abscheidung von Ti- und Pd-Filmen bei Raumtemperatur mit gesteuerter Orientierung in einer herkömmlichen Kammer ist für Herstellungszwecke besonders vorteilhaft. Die Deposition alternierender Ti- und Cu-Schichten, alternierender Pd- und Cu- Schichten sowie von Schichten aus Ti, Pd, Cu und von anderen Metallschichten, wie auf Cu epitaktisch aufgewachsenem Ni und Co, sämtlich mit gesteuerter Orientierung, sind besonders zur Fertigung magnetischer Speicherbauelemente von Nutzen.
Auf dem Gebiet der Katalyse sind Metalle wie Rhodium und Iridium von besonderem Interesse. Einkristalle werden zur Steuerung der geforderten Orientierung verwendet. Dünne Schichten aus Rh und Ir, ungefähr 100 nm dick, werden auf einem Cu-Film aufgebracht, der zuvor epitaktisch auf einkristallinen Si-Wafern abgeschieden wurde. Der gesamte Depositionsprozeß der Cu-Schicht und der Rh- Schicht sowie der Cu-Schicht und der Ir-Schicht wird ohne Beseitigen des Vakuums durchgeführt. Es wird keine absichtliche Erwärmung während des Depositionsprozesses auf die Substrate angewendet. Die Verwendung von (100)Si-Wafern resultierte in der Deposition von (100)Rh- und (100)Ir-Filmen. Fig. 12 ist ein Röntgenbeugungsmuster einer Rh(100)/Cu(100)/Si(100)-Struktur, welche lediglich (200)-Peaks von Rh und Cu zeigt. Fig. 13 ist ein Röntgenbeugungsmuster einer Ir(100)/Cu(100)/Si(100)-Struktur, welche lediglich die (200)-Beugungspeaks von Ir und Cu zeigt. Wenn ein (111)Si-Wafer als Substrat verwendet wird, werden (111)-Metallfilme abgeschieden.
Das Aufwachsen von Rh- und Ir-Filmen mit gesteuerter Orientierung hat zahlreiche Vorteile für die Katalyseanwendung. Die vorliegende Erfindung resultiert in Metallfilmen, die glatt und glänzend sind, was langwieriges In-situ-Reinigen und -Tempern der Substratoberfläche eliminiert. Der Filmdepositionsprozeß ist mit geringeren Kosten verbunden als die Verwendung von einkristallinem Rh und Ir. Es ist möglich, andere alternierende Filmschichten, wie sie benötigt werden, ohne Anderung des Substrats und ohne Beseitigen des Vakuums aufzuwachsen.
Bestimmte andere Metalle zeigen keine epitaktische Beziehung zu Kupfer wegen Fehlens einer Gitteranpassung. Unter diesen Metallen sind Gold, Silber, Platin, Eisen, Vanadium und Chrom. Wenn Schichten aus diesen Metallen abgeschieden werden, wird, wie in Fig. 1B gezeigt, anstelle der Verwendung von epitaktischem Cu 10 als Kristallkeimschicht auf dem Siliciumwafer 12 eine epitaktische Pd-Schicht 16 auf der Cu-Schicht 10 aufgewachsen, um eine geeignete Gitteranpassung aneinandergrenzender Metallschichten vor dem Abscheiden der weiteren Metallschicht 14 bereitzustellen. Die Pd-Schicht 16 stellt einen Kristallkeim mit einer besseren Gitteranpassung an die anderen Metalle von Interesse zur Verfügung. Fig. 14 zeigt ein Röntgenbeugungsmuster von Au(100)/Pd(100)/Cu(100)/Si(100), welches lediglich die (200)- Beugungspeaks der Metalle zeigt. Fig. 15 zeigt ein Röntgenbeugungsmuster von Ag(100)/Pd(100)/Cu(100)/Si(100), das lediglich die (200)-Beugungspeaks der Metalle zeigt. Wie in Fig. 16 gezeigt, wurden ähnliche, epitaktisch aufgewachsene (100)-orientierte Pt-Filme erhalten. Aufgrund der Überlappung der (200)- Beugungspeaks von Pt mit denjenigen von Pd sind jedoch die (200)-Peaks im Rahmen der verwendeten Meßausrüstung nicht auflösbar.
Die Beugungsmuster für das epitaktische Aufwachsen von (100)-Fe, -V und -Cr auf den (100)Pd/(100)Cu/(100)Si-Strukturen sind in den Figuren 17 bis 19 gezeigt. Fig. 17 zeigt die (100)Fe/(100)Pd/(100)Cu/(100)Si-Struktur; Fig. 18 zeigt die (100)V/(100)Pd/(100)Cu/(100)Si-Struktur; und Fig. 19 zeigt die (100)Cr/(100)Pd/(100)Cu/(100)Si-Struktur. Lediglich die (200)- Peaks von Fe, V und Cr werden in diesen Strukturen nachgewiesen. Dies ist deshalb besonders bedeutsam, weil diese Metalle sämtlich kubisch raumzentriert sind, wobei die bevorzugte Orientierung die (110)-Orientierung ist.
Es hat sich herausgestellt, daß Wolfram und Molybdän nicht epitaktisch auf der Palladiumschicht aufwachsen. Die Zwischenfügung einer epitaktisch aufgewachsenen Goldschicht auf der Palladiumschicht erlaubt jedoch das nachfolgende epitaktische Aufwachsen von Wolfram und Molybdän auf der Goldschicht.
Fig. 20 zeigt das Beugungsmuster der (100)Mo/(100)Au/(100)Pd/(100)Cu/(100)Si-Struktur, wobei lediglich die (200)-Peaks für alle diese Metallschichten zu sehen sind. Fig. 21 zeigt das Beugungsmuster der (100)W/(100)Au/(100)Pd/(100)Cu/(100)Si-Struktur, wobei eine strenge (100)-Orientierung für W vorliegt. Sowohl Mo als auch W sind kubisch raumzentrierte Metalle, wobei die bevorzugte Orientierung (110) ist. Die Beobachtung eines kleinen (100)-Peaks von W zeigt ein unvollständiges epitaktisches (100)-Wachstum von W in einer derartigen Struktur an. Eisen wächst ebenfalls epitaktisch auf den (100)-Schichten von Au, Ag und Pt unter Verwendung der MMES-Technik auf. In den Figuren 22 bis 24 sind die Beugungsmuster der (100)Fe/(100)Au/(100)Pd/(100)Cu/(100)Si-, (100)Fe/(100)Ag/(100)Pd/(100)Cu/(100)Si-, beziehungsweise (100)Fe/(100)Pt/(100)Pd/(100)Cu/(100)Si-Strukturen dargestellt. Lediglich die (200)-Peaks sind für alle abgeschiedenen Metallschichten zu erkennen. Wenn zusätzlich Au-, Ag- und Pt-Schichten, gefolgt von einer weiteren Fe-Schicht, auf den in den Figuren 22 bis 24 veranschaulichten Strukturen abgeschieden werden, bleibt das epitaktische Wachstum erhalten. Die Beugungsmuster sind in den Figuren 25 bis 27 für die (100)Fe/(100)Au/(100)Fe/(100)Au/(100)Pd/(100)Cu/(100)Si-, (100)Fe/(100)Ag/(100)Fe/(100)Ag/(100)Pd/(100)Cu/(100)Si- beziehungsweise (100)Fe/(100)Pt/(100)Fe/(100)Pt/(100)Pd/(100)Cu/(100)Si-Strukturen gezeigt. Alle abgeschiedenen Schichten zeigen lediglich die (200)-Peaks. Das erfolgreiche Aufwachsen wiederholter Fe/Au-, Fe/Ag- und Fe/Pt-Schichten in der (100)-Orientierung erlaubt das Wachstum von Übergittern dieser Strukturen mit der gleichen (100)-Orientierung.
Bei der Ausführung der vorliegenden Erfindung, wird festgestellt, daß sich Cu epitaktisch auf Si abscheidet, wobei (100)- -und (111)-Filme aus Cu unter Verwendung von (100)- beziehungsweise (111)-Substraten aus Si aufwachsen. Metalle, die auf den Cu-Kristallkeimschichten epitaktisch aufgewachsen wurden, umfassen Ni, Co, Rh, Ir, Ti, Pd, Zr und Hf. Andere Metalle wie Au, Ag, Pt, Fe, V und Cr, die auf Cu nicht epitaktisch aufwachsen, wachsen auf Pd epitaktisch auf, wenn eine Pd/Cu/Si-Struktur verwendet wird Noch andere Metalle, wie Mo und W, die nicht auf Pd aufwachsen, wachsen epitaktisch auf Au auf, wenn eine Au/Pd/Cu/Si-Struktur verwendet wird. Noch andere Metalle, wie Nb, die nicht auf Pd oder Au aufwachsen, wachsen epitaktisch auf Mo auf, wenn eine Mo/Au/Pd/Cu/Si-Struktur verwendet wird. Ohne Verwendung des durch Ausführung der vorliegenden Erfindung erhaltenen epitaktischen Wachstums tendieren die kubisch flächenzentrierten Metalle, wie Ni, Rh, Ir, Pd, Au, Ag, Pt und manchmal Co, dazu, in der (111)-Orientierung aufzuwachsen. Die kubisch raumzentrierten Metalle, wie Fe, V, Cr, Mo und W tendieren zum Aufwachsen in der (110)-Orientierung. Das Aufwachsen von (100)-orientierten Filmen für die Metalle ist deshalb bei Verwendung der hier beschriebenen Technik bedeutsam.
Die obige Beschreibung beschäftigt sich hauptsächlich mit der epitaktischen Abscheidung von Metallfilmen auf einem Siliciumsubstrat. Es wurde gezeigt, daß eine ähnliche epitaktische Abscheidung von Metallfilmen auf einem Germaniumsubstrat unter Verwendung des gleichen Verfahrens wie demjenigen, das in Verbindung mit einem Siliciumsubstrat verwendet wird, möglich ist.
Fig. 28 zeigt die Röntgenbeugungsmuster einer (100)Cu/(100)Ge- Struktur. Lediglich der (200)-Peak für Cu und ein Ge-Peak sind zu erkennen. Fig. 29 zeigt das Röntgenbeugungsmuster einer (100)Ni/(100)Cu/(100)Ge-Struktur. Lediglich die (200)-Peaks für die Cu- und Ni-Metalle sowie ein Ge-Peak sind erkennbar.
Nachdem die Fähigkeit zum Abscheiden epitaktisch aufgewachsener Metalle einer vorgegebenen Orientierung auf einem Germaniumsubstrat aufgezeigt wurde, ist nun unter Praktizieren der vorliegenden Erfindung die weitere Deposition von Metallschichten zur Bildung der gleichen Übergitter, wie sie mit einem Siliciumsubstrat erreicht werden, möglich.

Claims

1. Verfahren zum epitaktischen Aufwachsen eines vorgegebenen Metalls auf einem Substrat bei Raumtemperatur, das folgende Schritte aufweist:

Beschichten eines Substrats (12) einer vorgegebenen Kristallorientierung mit einer epitaktisch aufgewachsenen Schicht (10) aus Kupfer und,

wenn das vorgegebene Metall epitaktisch auf Kupfer aufwächst, Abscheiden einer Schicht des vorgegebenen Metalls (14) auf der Schicht (10) aus Kupfer bei Raumtemperatur ohne Anwendung externer Wärme auf das beschichtete Substrat (12),

wenn das vorgegebene Metall nicht epitaktisch auf Kupfer aufwächst, anschließendes Abscheiden wenigstens einer zwischenliegenden Metallschicht (16) auf der Kupferschicht zur Bereitstellung einer Gitteranpassung zwischen dem vorgegebenen Metall und der letzten sequentiell abgeschiedenen, zwischenliegenden Schicht (16), zwischen sequentiell abgeschiedenen, zwischenliegenden Schichten sowie zwischen der ersten abgeschiedenen, zwischenliegenden Schicht und der Kupferschicht, sowie Abscheiden einer Schicht (14) aus dem vorgegebenen Metall auf der letzten der sequentiell abgeschiedenen, zwischenliegenden Schichten (16), wobei jede Schicht bei Raumtemperatur ohne Anwendung externer Wärme auf das beschichtete Substrat abgeschieden wird.

2. Verfahren nach Anspruch 1, wobei das Substrat (12) Silicium oder Germanium beinhaltet.

3. Verfahren nach Anspruch 1 oder 2, wobei das Abscheiden eine Elektronenstrahlverdampfung in einem Vakuum bei einem geringen Druck von 1,33 10&supmin;&sup5; Pa (10&supmin;&sup7; Torr), eine Sputterdeposition oder eine chemische Niedertemperatur-Gasphasenabscheidung beinhaltet.

4. Verfahren nach einem oder mehreren der vorhergehenden Ansprüche 1 bis 3, wobei das vorgegebene Metall aus der Gruppe ausgewählt ist, die aus Ni, Co, Pd, Hf, Ir, Zr, Ti und Rh besteht, die auf Kupfer (10) aufwachsen.

5. Verfahren nach einem oder mehreren der vorhergehenden Ansprüche 1 bis 3, wobei das vorgegebene Metall aus der Gruppe ausgewählt ist, die aus Au, Ag, Pt, Fe, V und Cr besteht, und wobei wenigstens eine zwischenliegende Schicht (16) aus Metall aus Pd besteht.

6. Verfahren nach einem oder mehreren der vorhergehenden Ansprüche 1 bis 3, wobei das vorgegebene Metall aus der Gruppe ausgewählt ist, die aus Mo, W und Fe besteht, und wobei das sequentielle Abscheiden wenigstens einer zwischenliegenden Schicht (16) aus Metall das Abscheiden einer ersten Schicht aus Pd und das Abscheiden einer nachfolgenden Schicht aus Au oder Ag oder Pt auf der ersten Schicht aus Pd beinhaltet

7. Verfahren nach einem oder mehreren der vorhergehenden Ansprüche 1 bis 3, wobei das vorgegebene Metall Mo ist und das sequentielle Abscheiden wenigstens einer zwischenliegenden Schicht (16) aus Metall das Abscheiden einer ersten Schicht aus Pd und das Abscheiden einer nachfolgenden Schicht aus Au auf der ersten Schicht aus Pd und des weiteren das Abscheiden einer Schicht aus Nb auf der Mo-Schicht (14) beinhaltet.

8. Epitaktisch aufgewachsene Metall-Metall-Struktur, die folgendes beinhaltet:

ein Substrat (12) einer vorgegebenen kristallinen Orientierung;

eine bedeckende Schicht aus epitaktisch aufgewachsenem Kupfer (10), die auf dem Substrat (12) abgeschieden ist; und

eine Schicht (14) aus einem gitterangepaßten, vorgegebenen, auf Kupfer aufwachsfähigen Metall, die auf der Kupferbeschichtung bei Raumtemperatur ohne Anwendung externer Wärme auf das kupferbeschichtete Substrat abgeschieden wird.

9. Epitaktisch aufgewachsene Metall-Metall-Struktur, die folgendes beinhaltet:

ein Substrat (12) einer vorgegebenen kristallinen Orientierung;

eine bedeckende Schicht aus epitaktisch aufgewachsenem Kupfer (10), die auf dem Substrat (12) abgeschieden ist;

eine zwischenliegende Schicht (16) aus einem zu der Kupferbeschichtung (10) gitterangepaßten Metall, wobei das vorgegebene, auf Kupfer aufwachsfähige Metall auf das Kupfer bei Raumtemperatur ohne Einwirkung externer Wärme auf das kupferbeschichtete Substrat (12) abgeschieden wird; und

eine Schicht (14) aus einem gitterangepaßten, vorgegebenen, auf der zwischenliegenden Schicht (16) aufwachsfähigen Metall, die auf der zwischenliegenden Schicht (16) bei Raumtemperatur ohne Anwendung externer Wärme auf die zwischenliegende Schicht und das kupferbeschichtete Substrat (12) abgeschieden wird.

10. Epitaktisch aufgewachsene Metall-Metall-Struktur, die folgendes beinhaltet:

ein Substrat (12) einer vorgegebenen kristallinen Orientierung;

eine erste zwischenliegende Schicht (16) aus einem zu der Kupferbeschichtung (10) gitterangepaßten und auf dem Kupfer aufwachsfähigen Metall, die auf der Kupferbeschichtung (10) bei Raumtemperatur ohne Anwendung externer Wärme auf das kupferbeschichtete Substrat (12) abgeschieden wird;

eine zweite zwischenliegende Schicht aus einem zu der ersten zwischenliegenden Schicht (16) gitterangepaßten und auf der ersten zwischenliegenden Schicht (16) aufwachsfähigen Metall, die auf der ersten zwischenliegenden Schicht (16) bei Raumtemperatur ohne Anwendung externer Wärme auf die erste zwischenliegende Schicht (16) und das kupferbeschichtete Substrat (12) abgeschieden wird; und

eine Schicht (14) aus einem gitterangepaßten, vorgegebenen, auf der zweiten zwischenliegenden Schicht aufwachsfähigen Metall, die auf der zweiten zwischenliegenden Schicht bei Raumtemperatur ohne Anwendung externer Wärme auf die zweite zwischenliegende Schicht, die erste zwischenliegende Schicht und das kupferbeschichtete Substrat (12) abgeschieden wird.