DE69333966T2 - Elektronisches Bauteil mit metallischen Leiterbahnen und Verfahren zu seiner Herstellung - Google Patents

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Description

  • Die vorliegende Erfindung betrifft elektronische Teile, wie z.B. integrierte Schaltungsvorrichtungen (IC), und insbesondere elektronische Teile mit einer Metallverdrahtung mit höherer Zuverlässigkeit, beispielsweise einer verbesserten Dauerhaftigkeit gegenüber Elektromigration, und ein entsprechendes Herstellungsverfahren.
  • In jüngerer Zeit steigt die Integration in Speicher-IC-Vorrichtungen, welche durch D-RAMs repräsentiert werden. Mit dem Anstieg wird die Verdrahtung, welche eine elektrische Verbindung zwischen den Elementen bildet, feiner. Diese Feinheit erfordert für die Verdrahtung eine höhere Stromdichte und Betriebstemperatur. Gleichzeitig muss die Verdrahtung eine weiter verbesserte Dauerhaftigkeit gegenüber Elektromigration aufweisen, um dadurch eine hohe Zuverlässigkeit zu erzielen. Jedoch ist die Dauerhaftigkeit gegenüber Elektromigration invers proportional zu einer Stromdichte und Betriebstemperatur. Gegenwärtig wird ein dünner Film aus Metall, wie z.B. Al oder Al-Legierungen, zur Verdrahtung häufig verwendet. Die Dauerhaftigkeit gegenüber Elektromigration von solch einer Metallverdrahtung wurde durch die Hinzufügung eines Übergangsmetalls, wie z.B. Cu oder Ti, in Spurenmenge oder durch die schichtähnliche Bamboo-Kornstruktur (Bamboo-Struktur), welche durch das Kristallkornwachstum verursacht wird, verbessert. Jedoch ist es schwierig, die Zuverlässigkeit der Verdrahtung von der Größenordnung von 0,1 Mikron allein durch diese Verbesserung in der Dauerhaftigkeit gegenüber Elektromigration zu erzielen. Jüngere Untersuchungen ergaben, dass die Dauerhaftigkeit gegenüber Elektromigration und die Dauerhaftigkeit gegenüber Spannungsmigration aufgrund von Zugspannungen, welche in die Verdrahtung eingeführt werden, bemerkenswerterweise durch eine einkristalline Verdrahtung erhöht werden. Als Einrichtung zum Erzielen hoher Zuverlässigkeit wird angenommen, dass die kristallinen Eigenschaften von einem metallischen Dünnfilm so nahe wie möglich denjenigen eines Einkristalls sein sollen.
  • Gegenwärtig wird bei elektronischen Teilen, wie z.B. Speicher-IC-Vorrichtungen, die Metallverdrahtung auf der Oberfläche eines amorphen Dünnfilms gebildet, welcher allgemein durch einen SiO2-Zwischenschichtisolierfilm mit oder ohne eine Barrierenschicht repräsentiert wird. Somit kann ein metallischer Dünnfilm mit den hohen kristallinen Eigenschaften nicht durch ein sogenanntes epitaxiales Kristallwachstumsverfahren gebildet werden, wobei ein einkristalliner Dünnfilm durch Fortsetzung der kristallinen Anordnung einer Unterschicht aufgewachsen werden kann. Daraus resultierend wird eine metallische Verdrahtung mit der exzellenten Dauerhaftigkeit gegenüber Elektromigration und hoher Zuverlässigkeit kaum erhalten.
  • Wie oben beschrieben, gibt es insofern ein Problem, als dass übliche elektronische Teile kaum eine Metallverdrahtung mit hoher Zuverlässigkeit aufweisen.
  • EP 0 465 264 bezieht sich auf ein Verfahren zum Bilden eines dünnen Metallfilms zur Verwendung bei der Verdrahtung für LSI-Anwendungen. Das Dokument diskutiert die Probleme der Elektromigration und der Spannungs-Migration. Das Verfahren bezieht sich auf die Bildung einer monokristallinen Verdrahtungsschicht.
  • In einer Veröffentlichung von Shibata et al., das in den Proceedings of the Symposium on VLSI-Technology, Oiso, Japan, Mai 28–30 1991, Nr. Syp. 11, 28 May 1991, Institute of Electrical and Electronic Engineers, Seiten 33–34, präsentiert wird, wird das Problem zum Bilden von zuverlässigen Zwischenverbindungen auf Al-Basis mit ULSI-Anwendungen diskutiert. Die Veröffentlichung betrifft hauptsächlich die Bildung von geschichteten Al/Ti oder Al/TiN//Ti Filmen. Eine Veröffentlichung von Shimamura et al. in Journal of Vacuum Science and Technology: Part A, Volume 9, No. 3, Part I, 1 Mai 1991, Seiten 595–599 betrifft ebenfalls die Probleme einer Elektromigration und einer Spannungs-Migration bei der Verdrahtung für VLSI-Anwendungen. Die Veröffentlichung betrifft hauptsächlich den Effekt der Orientierung der kristallinen Körner in Bezug auf das Substrat.
  • Die WO 81/01629 Betrifft die Ausbildung von Aluminium- oder Aluminiumlegierungs-Muster mit elektrischen Leitern, bei denen die kristallographischen Körner eine bevorzugte Orientierung in Bezug auf die Aufbringungsoberfläche des Metalls aufweisen.
  • EP 0 326 018 betrifft die Ausbildung eines leitenden Films für LSI-Anwendungen. Ein Schutzfilm wird auf den Seiten des leitenden Films gebildet.
  • EP 0 407 133 betrifft die Ausbildung einer Elektrodenleitung, die monokristallin oder polykristallin sein kann. Der Einzelkristall oder Polykristalle weisen eine bevorzugte Orientierungsrichtung in Bezug auf die Elektrodenleitungen auf.
  • Eine Aufgabe der vorliegenden Erfindung besteht in der Bereitstellung von elektronischen Teilen, welche feinere Elemente, eine höhere Integration, eine höhere Stromdichte und eine höhere Temperatur bei Betriebsbedingungen ermöglichen.
  • Eine weitere Aufgabe der vorliegenden Erfindung besteht in der Bereitstellung von elektronischen Teilen mit einer hochzuverlässigen Metallverdrahtung, welche erhalten wird durch die Bildung eines metallischen Dünnfilms mit den hochkristallinen Eigenschaften.
  • Noch eine weitere Aufgabe der vorliegenden Erfindung besteht in der Bereitstellung von elektronischen Teilen mit einer hochzuverlässigen Metallverdrahtung, welche gleichzeitig Verdrahtungsfehler und Kurzschlüsse verhindert.
  • Noch eine weitere Aufgabe der vorliegenden Erfindung besteht in der Bereitstellung von elektronischen Teilen mit einer Metallverdrahtung mit der verbesserten Dauerhaftigkeit gegenüber Elektromigration und Spannungsmigration.
  • Ein großes Problem beim Erhalten eines metallischen Dünnfilms mit den hohen kristallinen Eigenschaften besteht darin, dass viele kristallische Nuclei, von denen das Wachstum von Dünnfilmen ausgehen wird, gleichzeitig auf einer unterliegenden Schicht zur Abscheidung darauf an einer anfänglichen Stufe der Abscheidung gebildet werden. Zu einem Filmwachstumsstadium wird das Kristallwachstum dieser kristallischen Nuclei durch Absorption abgeschiedener Partikel oder Vereinigung mit anderen Nuclei verbessert. Jedoch ist die Grenze der kristallischen Nuclei, welche durch diesen Mechanismus wachsen, beschränkt. Ein letztlich erhaltener Dünnfilm ist polykristallin, wobei die individuellen kristallischen Körner verschiedene Orientierungsanordnungen aufweisen. Demzufolge ist es zum Bilden eines Dünnfilms mit den hohen kristallinen Eigenschaften in einem großen Bereich bedeutsam, das Auftreten der Nuclei so stark wie möglich zu unterdrücken.
  • Hier wird das Auftreten der Nuclei basierend auf einem klassischen Argument betrachtet. Im dem Fall, in dem die Oberflächen/Grenzflächen-Energiebeziehung zwischen einem abgeschiedenen Material und einem darunterliegenden Material, wie in der Gleichung (1) gezeigt, erfüllt ist (ein Benetzungswinkel ist null), kann das sogenannte Schicht-wachstum erhalten werden und wird die Dichte des Auftretens der Nuclei null. γf ≤ γs – γi (1)
    • γf:
    Oberflächenenergie eines abgeschiedenen Materials
    γs:
    Oberflächenenergie eines darunterliegenden Materials
    γi:
    Grenzflächenenergie
  • Hier wird gesagt, dass die Grenzflächenenergie γi abhängt von 1) der Gitteranpassung eines abgeschiedenen Materials und des darunterliegenden Materials und 2) der inter-atomaren Bindungsenergie zwischen einem abgeschiedenen Material und einem darunter-liegenden Material in der Kristall-Kristall-Schnittstelle. In dem Fall jedoch, in dem ein amorphes Material verwendet wird als ein darunterliegendes Material, wie zur Zeit der Bildung der Metallverdrahtung in Halbleitervorrichtungen, wurde nicht herausgefuunden, wovon die Oberflächenenergie des darunterliegenden Materials und die Grenzflächenenergie abhängt.
  • Die Erfinder haben die Beziehungen der atomaren Anordnung an einer Grenzfläche detailliert sorgfältig untersucht und geprüft. Als Resultat wurde herausgefunden, dass die atomare oder molekulare Anordnung an einer Grenzfläche in signifikanter Weise eine kristallische Anordnung eines abgeschiedenen Materials in dem Fall bewirkte, in dem ein amorphes Metall als eine darunterliegende Schicht genauso verwendet wird. Nämlich enthüllten Röntgen- und Elektronenstrahlbeugung usw., dass sogar bei einem amorphen Material die Struktur davon nicht vollständig ungeordnet ist und es eine reguläre Struktur in einem kleinen Bereich gibt. Wie oben beschrieben, wird die Größe der Grenzflächenenergie, welche eine atomare Anordnung an einer Grenzfläche bestimmt, bestimmt durch den Grad der Gitteranpassung von 2 bis 3 Perioden. Diese kleine Gittergröße ist im wesentlichen dieselbe wie der interatomare Abstand entsprechend einem Halospitzenmuster, welches in einer Beugungsmessung eines amorphen Materials auftritt. Somit wurde herausgefunden, dass dieser interatomare Abstand mit dem Abstand der Atome oder Moleküle eines abgeschiedenen Materials übereinstimmte, so dass die Grenzflächenenergie reduziert werden könnte, was in der Bildung eines Dünnfilms mit sehr hohen kristallinen Eigenschaften resultierte. Es ist nämlich möglich eine elektronische Vorrichtung bereitzustellen, mit einem amorphen Dünnfilm, der auf einem Substrat gebildet ist und einer Metallverdrahtung mit der hohen Orientierung, die auf der Oberfläche davon gebildet ist, wobei die elektronische Vorrichtung (das elektronische Teil) dadurch gekennzeichnet ist, dass der atomare Abstand, ds, entsprechend zu einer Spitze des Halomusters, das bei der Beugungsmessung des amorphen Dünnfilms auftritt, ungefähr mit dem Abstand einer bestimmten Kristallebene, df definiert mit dem ersten nächsten atomaren Zwischenabstand der Metallverdrahtung, übereinstimmt.
  • Dabei wird besonders bevorzugt, dass der interatomare Abstand ds des amorphen Dünnfilms übereinstimmt mit dem Abstand df der Metallverdrahtung. Jedoch ist eine leichte Fehlanpassung erlaubt, und die folgende Gleichung wird vorzugsweise erfüllt: |df – ds|/ds ≤ 0,25.
  • Weiterhin ist die obige besondere Kristallebene, die mit dem nächstbenachbarten interatomaren Abstand der Metallverdrahtung definiert ist, beispielsweise (111), (200) oder (220) in der fcc-Struktur; (200) oder (110) in der bcc-Struktur; oder (002) oder (110) im hexagonalen System. Die bestimmte Kristallebene ist nicht auf eine orientierte Ebene beschränkt. Die Zusammensetzung des amorphen Dünnfilms variiert den Grad der Anpassung. Falls der amorphe Dünnfilm ein Element enthält, das hauptsächlich die Metallverdrahtung bildet, kann eine bessere Anpassung gesteuert werden.
  • Ein weiterer Faktor zum Steuern der Grenzflächenenergie ist die Bindungsenergie sowie ein Kristall-Kristall-System. Mit anderen Worten, kann eine Erhöhung der Bindungsenergie eine Grenzflächenenergie reduzieren. Somit enthält der amorphe Dünnfilm vorzugsweise ein Element M, aus dem die Metallverdrahtung hauptsächlich hergestellt ist. Andererseits enthält der amorphe Dünnfilm vorzugsweise ein Element A zum Bilden einer intermetallischen Verbindung mit dem Element M, oder ein Element B, welches in der Lage ist, eine kontinuierliche Reihe einer Feststofflösung mit dem Element M zu bilden oder den Bereich zum Ermöglichen einer vollständigen Feststofflösung aufweist. Hier können Al, Cu, Au, Ag oder W im allgemeinen als das Element M verwendet werden.
  • Wenn die Oberflächenenergie γs eines darunterliegenden Materials steigt, kann ein abgeschiedenes Material leichter schichtweise aufgewachsen werden. Da jedoch die Oberflächenenergie um den Schmelzpunkt eines Materials gemessen wird, ist es im wesentlichen unmöglich, die Oberflächenenergie eines amorphen Materials zu messen, da eine Kristallisierungstemperatur geringer als ein Schmelzpunkt ist. Es wurde untersucht, was die Oberflächenenergie eines amorphen Materials beeinflußt. Daraus resultierend wurde herausgefunden, dass sie mit der Oberflächenenergie davon in einem kristallinen Zustand zusammenhängt. D.h., zum Erhöhen der Oberflächenenergie γs eines darunterliegenden Materials ist die Oberflächenenergie in einem kristallinen Zustand zum Bilden des amorphen Dünnfilms vorzugsweise größer als die Oberflächenenergie eines Materials zum Bilden der Metallverdrahtung (abgeschiedenes Material). Somit ist der Schmelzpunkt, der grob proportional zur Oberflächenenergie eines Materials in einem kristallinen Zustand ist, wenn dieses den amorphen Dünnfilm bildet, erwünschtermaßen hoch. Hier ist die Oberflächenenergie eines amorphen Materials, welches aus einer Vielzahl von Elementen gebildet ist, definiert als die Summe der anteiligen Oberflächenenergien der individuellen Elemente.
  • Substrate sind nicht besonders beschränkt. Übliche Halbleitersubstrate, wie z.B. ein Si-Substrat und ein GaAs-Substrat und Glassubstrate mit und ohne ITO können verwendet werden. Die Gestalt davon kann flach sein oder Nuten aufweisen.
  • Beispielsweise werden einfache Metalle, Legierungen oder leitende Verbindungen, welche amorph sein können, als ein amorpher Dünnfilm, welcher auf einem Substrat gebildet wird, verwendet. Weiterhin haben sie vorzugsweise eine Zusammensetzung mit zumindest einem der oben erwähnten Elemente M, A und B. Unter Anbetracht der Fähigkeit zur Bildung eines amorphen Dünnfilms sind Übergangsmetalle, Metalloide, Halbleiterlegierungen und Halbleiterverbindungen bevorzugt.
  • Konkret gibt es Zusammensetzungen mit zwei oder mehr Materialien, ausgewählt aus einem Metallelement M, Elementen der Gruppe III B (Sc, Y, Lanthanide), Elementen der Gruppe IV B (Ti. Zr, Hf), Elementen der Gruppe V B (V, Nb, Ta), Elementen der Gruppe VI B (Cr, Mo, W), Elementen der Gruppe VIII (Fe, Ru, Os, Co, Rh, Ir, Ni, Pd, Pt), B, C, N, O, P, Si und Ge. Verbindungen mit Perowskit-Oxidzusammensetzungen können als amorpher Dünnfilm verwendet werden.
  • Amorphe Dünnfilme sind amorphe Dünnfilme, wo eine breite Beugungsintensität, nämlich ein Halospitzenwert, in Beugungsmessungen gemessen werden kann, welche repräsentiert werden durch Elektronen-beugung, wie z.B. RHEED, und Röntgenbeugung. Beugungslinien von Feinkristallen, wie z.B. intermetallischen Verbindungen, aufgrund eines unvollständigen amorphen Zustands sind für amorphe Dünnfilme, welche verwendet werden können, erlaubt. Weiterhin müssen amorphe Dünnfilme nicht vollständig amorph sein. Kristalline Dünnfilme, von denen nur die Oberfläche amorph ist, können verwendet werden.
  • Die Dicke davon ist vorzugsweise gering, und zwar mehr bevorzugt 10 bis 1000 Å (10 Å = 1 nm), wobei das Substrat nicht freigelegt ist. Jedoch sogar falls die Dicke 1000 Å oder mehr beträgt, können die kristallinen Eigenschaften des metallischen Dünnfilms, der darauf gebildet wird, verbessert werden.
  • Wie in 2 gezeigt, kann dieser amorphe Dünnfilm 3 nicht nur als eine darunterliegende Schicht für eine Einzelschichtverdrahtung verwendet werden, sondern ebenfalls als eine darunterliegende Schicht für jede Metallverdrahtung 2, welche mehrschichtige Verdrahtungen bildet. Zusätzlichermaßen kann der Film 3 als eine Unterschicht für einen leitenden Verbindungsteil in der Längsrichtung verwendet werden, wie z.B. ein Via 4 oder Durchgangsloch. Weiterhin kann der Dünnfilm 3 direkt auf dem Substrat 1 gebildet werden; oder auf einer zwischengesetzten Schicht, beispielsweise einer isolierenden Schicht 5, wie z.B. einem thermischen SiO2-Oxidfilm, einer Barrierenschicht 6 aus Ti, TiN oder dergleichen, einer Kontaktschicht oder einer weiteren Verdrahtung über dem Substrat 1. Hier kann die zwischengesetzte Schicht flach sein oder Nuten aufweisen. In dieser Zeichnung bezeichnet Bezugszeichen 5 einen isolierenden Film, wie z.B. SiO2, der für einen Elementisolationsbereich bestimmt ist, und Bezugszeichen 7 bezeichnet eine dotierte Schicht.
  • Ferner kann die Ausbildung eines amorphen Dünnfilms als eine darunter liegende Schicht für die Metallverdrahtung die Anzahl Hügelchen beträchtlich verringern, die durch eine thermische Behandlung oder Elektromigration verursacht werden.
  • Es wird allgemein angenommen, dass Hügelchen sich normalerweise als Folge von Kompressionsspannungen ergeben, die in einem Dünnfilm oder einer Metallverdrahtung eingeführt werden. Kompressionsspannungen, die ein überschüssiges Volumen erzeugen, werden als Hügelchen freigegeben. Ein Punkt, an dem ein Hügelchen stattfindet, ist ein Punkt, an dem eine mechanische Spannung konzentriert wird. Ein Aushaltevermögen gegenüber einer Deformation eines Dünnfilms an diesem Punkt mit konzentrierten Spannungen bestimmt, ob ein Hügelchen auftritt oder nicht. Da der herkömmliche W oder TiN Dünnfilm ein Polykristall ist, wirken Kristallkorngrenzen als Spannungskonzentrationsteile und verursachen Sprünge und an diesen Teilen treten Hügelchen auf.
  • Die Erfinder haben herausgefunden, dass die Verwendung eines amorphen Dünnfilms das Aushaltevermögen von Deformationen in einem Teil mit konzentrierten Spannungen, wo ein Hügelchen auftreten kann, erhöhen kann, wodurch eine bemerkenswerte Unterdrückung von Hügelchen erreicht werden kann. Für den Fall, dass ein amorpher Dünnfilm das voranstehend erwähnte Element M, A oder B enthält, ist dieser Effekt besonders ausgeprägt. In diesem Fall werden die Gründe dafür wie folgt angenommen. Da die Bindungsenergie zwischen einer ein Hauptelement bildenden Metallverdrahtung und einem Element in einem amorphen Dünnfilm zunimmt, können konzentrierte Kompressionsspannungen, die in der Metallverdrahtung erzeugt werden, gleichförmig in dem amorphen Dünnfilm verteilt werden, was zu einer beträchtlichen Verkleinerung der Häufigkeit eines Auftretens von Hügelchen führt.
  • Bei der voranstehend erwähnten Ansicht einer Verhinderung des Auftretens von Hügelchen muss ein amorpher Dünnfilm nicht unbedingt als eine darunter liegende Schicht für eine Metallverdrahtung gebildet werden, sondern kann ein Teil der Metallverdrahtung bedecken. Zum Beispiel, wie in den 3(a), (b), (c) und (d) gezeigt, kann ein amorpher Dünnfilm 101 in dem oberen Teil oder einem Umfang der Metallverdrahtung 100 gebildet werden. Für den Fall, dass ein amorpher Dünnfilm in dem oberen Teil eines Metallfilms gebildet wird, da der Effekt einer Verhinderung von Hügelchen von einer interatomaren Bindungsenergie zwischen dem amorphen Dünnfilm und der Metallverdrahtung abhängt, hängt dieser Effekt notwendigerweise von dem Oberflächenzustand der Metallverdrahtung vor der Bildung des amorphen Dünnfilms ab. Für den Fall einer hauptsächlich aus Al gebildeten Metallverdrahtung, wird beispielsweise die Oberfläche im Allgemeinen mit einem Al Oxid beschichtet. Dies wird durch eine Reflektions-Hochenergie-Elektronenbeugung (Reflection High Energy Electron Diffraction; RHEED) bestätigt. Eine RHEED Beobachtung auf der Oberfläche einer Al Verdrahtung, die der Luft ausgesetzt worden ist, zeigt die folgenden Merkmale auf; da ein amorpher Oxidfilm auf der Al Verdrahtungsoberfläche gebildet ist, wird nur ein Halomuster, welches die Besonderheit besitzt, amorph zu sein, erhalten. Wenn jedoch die Oberflächenschicht durch eine Ar Aufstäubung entfernt wird, kann ein Ring oder ein orientiertes Beugungsmuster eines Al Dünnfilms erhalten werden. Wenn ein amorpher Dünnfilm nach einem derartigen Prozess der Al Metalloberfläche gebildet wird, wird die Fähigkeit zum Unterdrücken von Hügelchen weiter verbessert.
  • Für den Fall, dass Cu für eine Metallverdrahtung als ein Verdrahtungsmaterial mit niedrigem Widerstand verwendet wird, gibt es ein Problem einer Oxidationshaltbarkeit gegenüber O2 Asher in einem Photolack-Entfernungsschritt dabei unterdrücken besondere amorphe Dünnfilme, die Ti, Zr, Hf, V, Ta, oder Nb enthalten, eine Verteilung von Sauerstoff in den Film über Korngrenzen und verbessern die Oxidationsbeständigkeit von Cu.
  • Die Bildung eines amorphen Dünnfilms zwischen einem Substrat und einer Metallverdrahtung kann Reaktionen unterdrücken, welche durch Korngrenzendiffusion bei einer üblichen Technik verursacht werden. Unter anderem bildet eine amorphe Al-Legierung als ein amorpher Dünnfilm keine reaktive Schicht mit einem hohen Widerstand, wobei die Metallverdrahtung hauptsächlich aus Al gebildet ist, was in einem hochzuverlässigen Kontaktteil resultiert. Falls weiterhin eine Legierung mit einem von Ta, Nb, V, Mo und W als eine amorphe Al-Legierung verwendet wird, ist ein gleichzeitiger Feinverdrahtungsprozeß für Metall, das hauptsächlich als Al gebildet ist, möglich, um so die Anzahl von Prozessen im Vergleich mit den weiteren amorphen Legierungen zu reduzieren. Dabei beträgt der Gehalt an Al vorzugsweise 15 Atom-% oder mehr zur Stabilisierung des amorphen Zustands. Der Gehalt ist mehr bevorzugt 15 bis 80 Atom-%, um die Oberflächenenergie des amorphen Dünnfilms auf einem hohen Wert zu halten. Beispiele von solchen amorphen Al-Legierungen sind:
    TaxAl1-x(0,20 ≤ x ≤ 0,85), NbxAl1-x(0,20 ≤ x ≤ 0,85),
    VxAl1-x(0,20 ≤ x ≤ 0,60), WxAl1-x(0,15 ≤ x ≤ 0,50) und
    MoxAl1-x(0,25 ≤ x ≤ 0,80).
  • Da weiterhin amorphe Cu-Legierungen exzellente Kontakteigenschaften mit einer Metallverdrahtung, welche hauptsächlich aus Cu hergestellt ist, haben, kann ein Kontaktteil mit der hohen Zuverlässigkeit geschaffen werden. Beispiele von solchen amorphen Cu-Legierungen sind:
    TixCu1-x(0,18 ≤ x ≤ 0,70), ZrxCu1-x(0,18 ≤ x ≤ 0,70),
    HfxCu1-x(0,20 ≤ x ≤ 0,70), YxCu1-x(0,10 ≤ x ≤ 0,53) und
    TaxCu1-x(0,20 ≤ x ≤ 0,80).
  • Insbesondere für eine Metallverdrahtung, welche hauptsächlich aus Cu hergestellt ist, wo der erforderte elektrische Widerstand so niedrig wie beim Balk-Material ist, sind amorphe Legierungen, wie z.B.
    VxCo1-x(0,15 ≤ x ≤ 0,80), NbxCr1-x(0,25 ≤ x ≤ 0,45),
    NbxCo1-x(0,22 ≤ x ≤ 0,55), TaxCr1-x(0,25 ≤ x ≤ 0,40),
    TaxCo1-x(0,25 ≤ x ≤ 0,45), CrxCo1-x(0,50 ≤ x ≤ 0,70),
    MoxCo1-x(0,20 ≤ x ≤ 0,60), WxCo100-x(0,20 ≤ x ≤ 0,60),
    bevorzugt zu verwenden, da sie keine Feststofflösung bilden und den inhärenten elektrischen Widerstandsanstieg durch die Grenzflächenreaktion bei erhöhten Temperaturen zum Sintern vermeiden können. Bei diesen amorphen Legierungen kann, falls ein sogenanntes metalloides Element, wie z.B. Si, Ge, P oder B enthalten ist, die Stabilität des amorphen Zustands weiter erhöht werden. Weiterhin kann ein amorpher Dünnfilm eine Mehrschichtstruktur sein, wo verschiedene amorphe Materialien laminiert sind. Dabei wird die oberste Oberfläche vorzugsweise aus den oben erwähnten amorphen Legierungen mit der hohen Oberflächenenergie gebildet; und SiO2, Polyimid, TEOS, SiN und dergleichen mit B oder P können als die darunterliegende Schicht der obigen Mehrschichtstruktur verwendet werden.
  • Die oben erwähnte Metallverdrahtung, welche auf einem amorphen Dünnfilm gebildet wird, wird aus Kristallen mit hohen Orientierungs- und kristallinen Eigenschaften gebildet, welche in einer vorgegebenen ebenen Richtung orientiert sind. In dem Fall des hochorientierten Kristalls ist der Winkel, welcher zwischen der Normallinienrichtung der dicht gepackten Ebene von jedem Kristallkorn und der Normallinienrichtung der unteren Oberfläche der Metallverdrahtung gebildet wird, vorzugsweise 80° oder weniger.
  • Die vorliegende Erfindung betrifft eine elektronische Einrichtung, umfassend ein Substrat; einen amorphen Dünnfilm, der auf dem Substrat gebildet ist, wobei der amorphe Dünnfilm eine geordnete Struktur über einem kurzen Bereich aufweist; und eine Metallverdrahtung, die auf der Oberfläche des amorphen Films gebildet ist, wobei die Metallverdrahtung aus hochorientierten Polykristallen gebildet ist, bei denen wenigstens die Hälfte von sämtlichen Korngrenzen kleinwinklige Korngrenzen, die eine geringe Grenzenenergie aufweisen, Koinzidenzgrenzen mit einem Σ-Wert von 10 oder weniger; und Korngrenzen mit einer relativen Fehlorientierung von 3° oder weniger von den Koinzidenzgrenzen sind, wobei die kleinwinkligen Korngrenzen definiert sind als eine der folgenden: Korngrenzen mit einer relativen Fehlorientierung von 10° oder weniger zwischen Orientierungsachsen von benachbarten Kristallkörnern, wobei die kleinwinkligen Korngrenzen wenigstens welche sind, die aus geneigten Korngrenzen, verwundenen Grenzen, und gemischten Grenzen davon gewählt sind, und wobei der atomare Abstand der geordneten Struktur des amorphen Dünnfilms ungefähr mit dem Abstand von denjenigen Kristallebenen der Metallverdrahtung übereinstimmt, die Atome umfassen, die durch den ersten nächstliegenden atomaren Zwischenabstand getrennt sind. Bevorzugte Ausführungsformen sind in den abhängigen Ansprüchen 2–9 definiert.
  • Die Anzahl von derartigen kleinwinkligen Grenzen ist vorzugsweise die Hälfte oder mehr der gesamten Korngrenzen, mehr bevorzugt 90% oder mehr. Die Existenz von derartigen kleinwinkligen Grenzen führt dazu, dass eine Stelle, wo sich Leerstellen als Folge einer Spannungs-Migration bilden, absichtlich in der Metallverdrahtung vorgesehen ist, ein Leerstellenvolumen wegen einer großen Oberflächenenergieerhöhung mit einem Leerstellenwachstum an einer Korngrenze mit geringerer Energie unterdrückt wird, und der Ausfall der Metallverdrahtung verhindert wird. Somit weist eine derartige Metallverdrahtung eines höchstorientierten Kristalls die hervorragende Zuverlässigkeit auf.
  • Diese Metallverdrahtung kann nicht nur in einer Einzelschichtverdrahtung verwendet werden, sondern auch bei Mehrschichtverdrahtungen und einem leitenden Verbindungsteil in der Längsrichtung davon, nämlich einem Via oder Durchgangsloch. Sogar falls ein Material des leitenden Verbindungsteils in der Längsrichtung verschieden ist von demjenigen einer Verdrahtungsschicht oberhalb oder unterhalb des Teils, kann die Kontinuität der kristallinen Orientierung der Metallverdrahtung aufrechterhalten bleiben, was die verbesserte Zuverlässigkeit ermöglicht. Weiterhin kann diese Metallverdrahtung von einer Vielschichtstruktur sein, wo verschiedene Arten von Metallen oder Metallen mit verschiedenen Kristallzuständen laminiert sind.
  • Illustrative Materialien für solche Metallverdrahtungen haben einen geringen elektrischen Widerstand und sind fcc-strukturiertes reines Al, reines Cu, reines Au, reines Ag, Al-Cu, Al-Ti, Al-Cr, Al-Ta, Al-Mg, Al-In, Al-Li, Cu-Be, Cu-Ag, Au-Pt, Au-Ag, Au-Pd, Au-Cu und bcc-strukturiertes reines W. In dem Fall einer Legierung ist die Menge der Hinzufügung eines Lösungsmittels erwünschtermaßen im Bereich, der eine vollständige Feststofflösung ermöglicht. In diesem Fall kann Si in 1 Gew.-% oder weniger enthalten sein. Eine Herstellung einer Legierung kann die Oberflächenenergie der Metallverdrahtung (Oberflächenenergie eines abgelagerten Materials γf) verringern.
  • Eine derartige Metallverdrahtung kann ein Element in den Korngrenzen oder einer oberen oder unteren Schicht davon enthalten, wobei das Element einen Schmelzpunkt niedriger als derjenige eines Verdrahtungsmaterials aufweist, das keine intermetallische Verbindung bildet mit einem Element, das die Metallverdrahtung bildet, und deren Affinität mit einem Substrat oder einer zwischenliegenden Schicht kleiner ist als diejenige eines Elements, das die Metallverdrahtung bildet, ist. Im Falle der Anwendung von Al oder einer Al-Legierung für die Metallverdrahtung zum Beispiel wird wenigstens ein Element von Ga, In, Bi, Pb, Sn und Tl veranschaulicht. Im Falle der Anwendung von Cu oder einer Cu-Legierung für die Metallverdrahtung wird wenigstens ein Element von Pb und Il veranschaulicht.
  • Metalle mit hohem Schmelzpunkt oder Silizide, Nitride, Oxide oder Carbide von Metallen mit einem hohen Schmelzpunkt können die Metallverdrahtung bedecken.
  • Elektronische Teile, welche so konstruiert sind, werden auf folgende Art und Weise hergestellt:
    Zunächst werden, falls notwendig, eine isolierende Schicht, eine Barrierenschicht, eine Kontaktschicht und dergleichen auf einem Substrat gebildet. Darauf wird ein amorpher Dünnfilm durch übliche Abscheidungsverfahren, wie z.B. ein Sputterverfahren, derart gebildet, dass er einem Abstand einer bestimmten Kristallebene der darauf zu bildenden Metallverdrahtung angepasst ist. Darauffolgend wird unter Beibehaltung des Vakuums die Metallverdrahtung gebildet. Falls der amorphe Dünnfilm der Luft ausgesetzt wird, wird die Oberfläche gereinigt durch Ar-Vorspannungssputtern und dergleichen, und dann wird die Metallverdrahtung gebildet. In dem Fall jedoch, in dem ein amorpher Dünnfilm B, C, N, O oder dergleichen enthält und der hohe Oberflächen-Energie-Zustand des amorphen Dünnfilms in einer Sauerstoff- oder Stickstoffatmosphäre beibehalten wird, wird eine Oxidschicht kaum auf der Oberfläche gebildet, sogar falls der amorphe Dünnfilm gegenüber der Luft freigesetzt wird. Somit kann die Metallverdrahtung ohne die Oberflächenreinigung gebildet werden. Bei der Bildung der Metallverdrahtung enthalten erwünschte Verfahren zum Bilden des metallischen Dünnfilms durch eine physikalische Dampfabscheidung ein Sputterverfahren, ein Vorspann-Sputterverfahren und ein Ionenstrahl-verfahren. Erwünschte Verfahren zum Bilden eines metallischen Dünnfilms durch chemische Dampfabscheidung enthalten beispielsweise im Fall eines Al-CVD-Verfahrens ein thermisches chemisches Dampfabscheidungs-(CVD-)Verfahren unter Verwendung von Alkylaluminium, wie z.B. TIBA, oder Alkylaluminiumhydrid, wie z.B. DMAH, als Quellengas. Bei diesen Verfahren können beispielsweise Si oder Cu in dem Quellengas während der Filmabscheidung enthalten sein. Eine Legierung kann durch eine Laminierung, durch Ionenimplantation oder Sputtern hergestellt werden, und eine darauffolgende Wärmebehandlung nach der Filmabscheidung.
  • Weiterhin können ein amorpher Dünnfilm und eine Metallverdrahtung darauf über eine isolierende Schicht und dergleichen zur Bildung von mehrschichtigen Verdrahtungen gebildet werden.
  • Nach der Filmaufbringung kann eine Wärmebehandlung so ausgeführt werden, dass ein Kristall von Keimen wachsen kann. Im Falle, wo die Keimen Si sind, wird folgende Vorbehandlung bevorzugt. Eine Vorbehandlung umfasst einen Behandlungsschritt mit verdünnter HF und danach, ohne eine Wasserspülung, einen Trocknungsschritt in N2 mit einem Taupunkt von –90°C oder weniger. Eine andere Vorbehandlung enthält einen Behandlungsschritt mit verdünnter HF, einen Waschschritt mit ultrareinem Wasser, bei dem eine Konzentration des aufgelösten Sauerstoffs 10 ppB oder weniger ist, und danach einen Trocknungsschritt in N2 mit einem Taupunkt von –90°C oder weniger.
  • Weiterhin kann ein Graphoepitaxieverfahren mit der Verarbeitung der Oberfläche des Substrats verwendet werden. Es ist zuvor beschrieben, dass der Kristall eines metallischen Dünnfilms, welcher auf einem amorphen Dünnfilm einer darunterliegenden Schicht mit hoher Oberflächenenergie gebildet ist, die extrem hohe Orientierung hat und in einer vorgegebenen ebenen Richtung orientiert ist. Es erscheint, daß, falls die Oberflächenenergie der Unterschicht hoch ist, ein Benetzungswinkel der dampfabgeschiedenen Nuclei gering ist und dadurch beispielsweise im Fall von Al, eine (111)-Ebene mit einer geringen Oberflächenenergie stabil aufwachsen kann. Jedoch zu dieser Zeit sind die Richtungen in einer Ebene der wachsenden Nuclei zufallsmäßig verteilt. Somit ist die Steuerung von Richtungen in einer Ebene für eine höhere Verdrahtungszuverlässigkeit erforderlich. Ein amorpher Dünnfilm mit darauf gebildeten Nuten kann als unterliegende Schicht verwendet werden, und dadurch werden nicht nur die kristallinen Eigenschaften eines zu bildenden metallischen Dünnfilms, sondern ebenfalls die Steuerung der Richtungen in einer Ebene hinreichend verbessert. In dem amorphen Dünnfilm kann die Unterseite der Nuten aus einem Material hergestellt sein, das unterschiedlich von dem oder identisch zu dem ist, aus dem der Seitenwandteil hergestellt wird. Jedoch ist vorzuziehen, dass der Unterseitenteil und der Seitenwandteil der Nuten aus verschiedenen Materialien hergestellt sind und die Differenz in der Oberflächenenergie dazwischen zur Zeit der Bildung eines metallischen Dünnfilms verwendet wird. Die Gründe dafür sind folgende. Ein abzuscheidendes Material orientiert sich und wächst in einem Teil mit höherer Oberflächenenergie als dem Unterseiten- oder Seitenwandteil mit geringerer Oberflächenenergie. Gleichzeitig kann die Richtung der weiteren Achse des abgeschiedenen Films an einer Grenzfläche mit dem anderen Teil mit geringer Oberflächenenergie gesteuert werden. Daraus resultierend kann ein metallischer Dünnfilm ähnlich einem Einkristall gebildet werden. Weiterhin kann in diesem Fall, sogar falls ein amorpher Dünnfilm der thermischen Behandlung zur Kristallisation vor oder nach der Abscheidung eines metallischen Dünnfilms unterworfen wird, ein metallischer Dünnfilm mit den hohen kristallinen Eigenschaften erhalten werden.
  • Erwünschte Nuten sind folgende: Die Gestalt der Nuten ist streifenförmig, rechteckig, quadratisch, regelmäßig dreieckig oder eine Kombination davon. Viele solcher Nuten sind derart angeordnet, dass eine Seite der Nute parallel zur anderen Nut ist, und zwar mit einer Genauigkeit von ±5°. Die Breite jeder Nute ist die mittlere Korngröße der Metallverdrahtung oder weniger, und der Raum jeder Nute ist ebenfalls die mittlere Korngröße der Metallverdrahtung oder weniger. Im Fall von streifenförmigen Nuten sind die Nutenbreite und -raum vorzugsweise die mittlere Korngröße der Metallverdrahtung oder weniger.
  • Beim Bilden der Metallverdrahtung auf einem amorphen Dünnfilm ist es wichtig, dass ein Oberflächenoxid nicht auf dem amorphen Dünnfilm gebildet wird, wie oben beschrieben. Ein bevorzugtes Verfahren zum Entfernen eines Oberflächenoxids des amorphen Dünnfilms ist Plasmaätzen unmittelbar vor der Abscheidung eines metallischen Dünnfilms. Nach dem Ätzen ist es wichtig, das Vakuum auf 1 × 10–6 Ton (1 Ton = 133 Pa) oder darunter zu halten. Ein CVD-Verfahren oder PVD-Verfahren kann ebenfalls als ein Verfahren zum Bilden eines metallischen Dünnfilms verwendet werden. Eine Substrattemperatur ist vorzugsweise erhöht, um die Migration der abgeschiedenen Partikel zu erhöhen, und zwar beispielsweise durch Widerstandsheizen, Elektronenstrahlbestrahlung und Laserstrahlbestrahlung. Weiterhin ist ein schräges Dampfabscheidungsverfahren bevorzugt, wobei ein dampfabgeschiedener Partikelfluß schräg gegen ein Substrat gerichtet wird.
  • Für den Fall, dass eine aus Al oder einer Al Legierung oder Cu oder einer Cu Legierung gebildete Leiterschicht aufgebracht wird, um einen Metalldünnfilm zu bilden, kann die obige Metallverdrahtung ferner mit dem höchstorientierten Kristall durch Zuführen eines Elements mit der niedrigen Oberflächenenergie vor oder während der Aufbringung der Leiterschicht erhalten werden.
  • Konkret werden für den Fall einer Bildung einer Metallverdrahtung, die aus Al oder einer Al Legierung besteht, ein oder zwei Elemente zugeführt, die aus der Gruppe von Ga, In, Cd, Bi, Pb, Sn und Tl gewählt sind. Für den Fall einer Bildung einer Metallverdrahtung, die aus Cu oder einer Cu Legierung besteht, werden ein oder zwei Elemente, die aus der Gruppe von Pb und Tl gewählt sind, zugeführt. Bezugnehmend auf die 1, wenn derartige Elemente zugeführt werden, um eine Steuerschicht zu bilden, die aus wenigstens einer atomaren Schicht besteht, wird die Beziehung zwischen γf und γi betrachtet. In 1 ist ein Bezugszeichen 1 ein Substrat, 5 eine Isolationsschicht, die aus einem thermischen Oxidfilm gebildet ist, 50 eine Steuerschicht, und 2 eine Metallverdrahtung. Da in diesem Fall die Oberflächenenergie eines Elements, das die Steuerschicht bildet, gering ist, ist die Summe von γf und γi in dem (b) Zustand kleiner als diejenige in dem (a) Zustand. Wenn somit derartige Elemente auf einem Substrat zugeführt werden, und eine Halbleiterschicht, die für eine Metallverdrahtung vorgesehen ist, aufgebracht wird, diffundieren die Elemente in Richtung auf die Oberfläche der Halbleiterschicht hin, um die freie Energie zu minimieren. Infolgedessen nimmt die Oberflächenenergie des aufgebrachten Substrats anscheinend ab und dessen Kristallwachstum wird ähnlich zu einem Schichtwachstum. Demzufolge, selbst wenn ein darunter liegendes Material eine Isolationsschicht, eine Barriereschicht, eine Kontaktschicht, oder eine amorphe Dünnschicht ist, kann ein Metalldünnfilm mit den hohen Kristallinitätseigenschaften gebildet werden. Dieser Effekt ist bemerkenswert, wenn die obigen Elemente während der Aufbringung der Leiterschicht zugeführt werden. Die ausreichende Zuführungsmenge der Elemente ist eine Hälfte oder mehr einer atomaren Schicht. Die Zuführung der Elemente fördert die Oberflächendiffusion des aufgebrachten Materials, um eine große Korngröße auch von Kristallen zu erhalten. Dies wird mit näheren Einzelheiten unter Bezugnahme auf die 29 beschrieben. 29(a) ist eine Oberflächen-SEM, fotografiert, als Al in der Dicke von 500 Å auf einer SiO2 Isolationsschicht aufgebracht wurde. 29(b) ist eine Oberflächen-SEM-Fotografie, aufgenommen als Bi einer 1 atomaren Schicht zur Zeit einer Al Dampfaufbringung zugeführt wurde. Für den Fall, dass Bi nicht zugeführt wird, wird ein Substrat einer thermischen Behandlung bei 400°C für 3 Stunden unter einem Vakuum ausgesetzt, wodurch eine Filmaggregation erhalten wird. Wenn jedoch, wie in den Zeichnungen gezeigt, Bi während einer Aufbringung einer Leiterschicht zugeführt wird, kann eine Filmaggregation ohne Erwärmung eines Substrats unmittelbar nach der Aufbringung erhalten werden.
  • Für den Fall, dass eine Barriereschicht, eine Kontaktschicht oder dergleichen, die aus einer Verbindung oder einer Legierung gebildet ist, als eine darunter liegende Schicht auf einem Substrat gebildet wird, einer thermischen Behandlung ausgesetzt wird, und eine Leiterschicht dann aufgebracht wird, wird die darunter liegende Schicht durch Plasma geätzt, das wenigstens ein Element enthält, das die Verbindung oder die Legierung bildet, wodurch die Ausbildung eines Metalldünnfilms mit den hohen kristallinen Eigenschaften und der Orientierung erlaubt wird. Dies liegt daran, dass das Ätzen eine Oxidation der Oberfläche der darunter liegenden Schicht, die aus der Verbindung und Legierung gebildet ist, verhindert, und an den aktiven Keimen auf der Oberfläche, so dass eine stabile Schnittfläche gebildet werden kann. Zum Beispiel, für den Fall, dass die darunter liegende Schicht beispielsweise aus Nitrid gebildet ist, wird vorzugsweise die Oberfläche durch ein Plasma aus einer Mischung eines Edelgases und Stickstoff geätzt, und eine Halbleiterschicht wird dann darauf aufgebracht. Zu dieser Zeit wird vorzugsweise der Leiterfilm kontinuierlich nach dem Ätzen unter Vakuum abgelagert. Jedoch ist die Aussetzung an die Luft für eine kurze Zeitperiode zulässig. Bezüglich des Ätzvorgangs, nach einer Ätzung mit der Verwendung eines Mischgases, kann dieses einem Plasma, das nur Elemente enthält, die die Verbindung und die Legierung enthalten, ausgesetzt werden. Dieser Ätzvorgang wird vorzugsweise ausgeführt, während eine Vorspannung an das Substrat geführt wird. Die gewünschte Spannung ist –100 V oder weniger.
  • Danach sind illustrative Verfahren zum Abscheiden bzw. Aufbringen einer leitenden Schicht verschiedene CVD-Verfahren sowie physikalische Dampfabscheidungsverfahren, beispielsweise ein Sputterverfahren und ein Widerstandsheiz-Dampfabscheidungsverfahren. Illustrative Materialien, aus denen die Leiterschicht gebildet wird, sind Si, WSi, MoSi, reines Al, eine Al-Legierung, reines Cu, eine Cu-Legierung, W, Au und Ag. Erwünschte Al-Legierungen sind eine Al-Cu-Legierung, eine Al-Cr-Legierung und eine Al-Mg-Legierung. Alternativermaßen können diese Materialien schichtartig laminiert werden.
  • Beispielsweise im Fall eines Al-CVD-Verfahrens wird eine Film-Abscheidung vorzugsweise durchgeführt durch ein thermisches CVD-Verfahren unter Verwendung von Alkylaluminium, wie z.B. TIBA, oder Alkylaluminiumhydrid, wie z.B. DMAH, als Quellengas. Dabei kann Si oder Cu in dem Quellengas während der Filmabscheidung enthalten sein. Eine Legierung kann durch Laminierung, durch Ionenimplantation oder Sputtern hergestellt werden, und eine darauffolgende thermische Behandlung nach der Filmabscheidung.
  • Die Verbesserung in den kristallinen Eigenschaften eines Metalldünnfilms, der so erhalten wird, erlaubt, dass elektronische Vorrichtungen mit einer Metallverdrahtung, die hervorragende Zuverlässigkeit besitzen, wie das hohe Durchhaltevermögen hinsichtlich einer Spannungsmigration und einer Elektro-Migration.
  • Ferner wird ein elektrischer Strom in die Metallverdrahtung über eine Isolationsschicht oder dergleichen in einem Substrat nach der Bildung der Metallverdrahtung geladen. Dies verbessert die Dauerfestigkeit gegenüber einer Spannungsmigration der Metallverdrahtung und unterdrückt das Auftreten von thermischen Ätzvertiefungen. Diese Strombelastung erlaubt ähnliche Effekte für den Fall, bei dem ein amorpher Dünnfilm nicht gebildet ist, oder der andere Film dazwischen liegt. Für den Fall, bei dem Korngrenzen in der Metallverdrahtung jedoch aus kleinwinkligen Grenzen und Zwillingsgrenzen mit einer niedrigen Korngrenzenenergie bestehen, wird der bemerkenswertere Effekt, der von jeder Strombelastung abgeleitet wird, erhalten. Hierbei ist es auch bevorzugt, eine Metallverdrahtung aus einem höchstorientierten Kristall zu bilden, bei dem die voranstehend beschriebenen kleinwinkligen Grenzen mit der niedrigen Korngrenzenenergie verteilt sind. Weil derartige kleinwinklige Grenzen bewegbar werden und leicht von einer Metallverdrahtung heraus emittiert werden, und sich einer Einzelkristallinität durch eine Strombelastung annähern. Ein Stromdichtebereich von 5 × 106 A/cm2 bis 2 × 107 A/cm2 ist bevorzugt.
  • Ein Grund zur Begrenzung einer Stromdichte ist wie folgt. Wenn eine Stromdichte 5 × 106 A/cm2 oder weniger ist, kann der voranstehend beschriebene Effekt durch eine Strombelastung nicht erhalten werden. Wenn eine Stromdichte 2 × 107 A/cm2 oder mehr ist, wird eine durch Elektromigration hervorgerufene Fehlstelle als Folge einer erhöhten atomaren Flussdivergenz aus einer Temperaturinhomogenität durch eine verbesserte Joule-Erwärmung gebildet, was zu einer schlechten Verdrahtungsform und einer schlechten Zuverlässigkeit führt. Eine geeignete Belatungsperiode hängt von der Länge und der Form der Metallverdrahtung ab. Im Hinblick auf die Stabilität einer Joule-Erwärmung und einer Dislokations-Emissionsgeschwindigkeit ist jedoch 1 Minute oder länger bevorzugt. Eine Substrattemperatur kann Raumtemperaturen oder erhöhte Temperaturen, vorzugsweise 300°C oder niedriger, sein. Wenn ein Substrat auf 300°C oder höher erwärmt wird, können thermische Ätzvertiefungen stattfinden.
  • Für den Fall von Mehrschichtverdrahtungen wird die Strombelastung vorzugsweise jedes Mal beim Bilden einer Metallverdrahtung ausgeführt. Jedoch kann eine Strombelastung gleichzeitig in zwei oder mehr Metallverdrahtungen ausgeführt werden. In diesem Fall werden Materialien ähnlich zu einer Metallverdrahtung vorzugsweise zum Auffüllen eines Via-Teils (leitender Verbindungsteil) verwendet. Jedoch wird eine Differenz in der Menge von Zusatzstoffen zugelassen, solange die Differenz 10% oder weniger pro Gesamtmenge von Zusatzstoffen ist.
  • Nachdem ein amorpher Dünnfilm und eine Metallverdrahtung sukzessivermaßen auf einem Substrat zur Erzeugung des elektronischen Teils gebildet worden sind, wird eine vorgegebene thermische Behandlung zum Zweck des weiteren Kristallkornwachstums in der Metallverdrahtung des hochorientierten Kristalls durchgeführt werden. Dabei wird der amorphe Dünnfilm durch die thermische Behandlung kristallisiert. Da seine kristalline Eigenschaft durch das Kristallkornwachstum des hochorientierten Kristalls verbessert wird, kann die Zuverlässigkeit der Metallverdrahtung weiter verbessert werden.
  • Weiterhin kann, obwohl die vorliegende Erfindung die Verbesserung in der Zuverlässigkeit der Metallverdrahtung betrifft, wie oben erwähnt, die Technik nach der Erfindung in ähnlicher Art und Weise auf einen Elektrodenteil eines Kondensators oder einer Widerstandsheizeinrichtung in einem elektronischen Teil angewendet werden.
  • Beispielsweise im Fall der Bildung einer Unterelektrode eines Kondensators wird, falls ein interatomarer Abstand entsprechend einem Halospitzenwertmuster, das auftritt in einer Beugungsmessung eines amorphen Dünnfilms einer darunterliegenden Schicht, näherungsweise übereinstimmt mit einem Abstand einer bestimmten Kristallebene, die mit dem nächstbenachbarten interatomaren Abstand der Unterelektrode definiert ist, die Grenzflächenenergie zwischen dem amorphen Dünnfilm und einer Unterelektrode reduziert werden, so dass die Unterelektrode mit den sehr exzellenten kristallinen Eigenschaften gebildet werden kann. Demzufolge sind die kristallinen Eigenschaften eines dielektrischen Dünnfilms, der darauf gebildet ist, verbessert.
  • Falls ein amorpher Dünnfilm als eine Widerstandsheizeinrichtung verwendet wird, kann ein gleichmäßiger und stabiler elektrischer Widerstand erhalten werden. Falls weiterhin eine Elektrode auf diesem amorphen Dünnfilm abgeschieden wird, so dass der interatomare Abstand des amorphen Dünnfilms ungefähr übereinstimmt mit dem Abstand der Elektrode, werden die kristallinen Eigenschaften der Elektrode verbessert und wird die durch Elektromigration induzierte Degradation zur Zeit des Anwendens eines großen Stroms unterdrückt.
  • Ferner kann ein Anschlussteil, das mit der Metallverdrahtung verbunden ist, aus einem Einzelkristall oder einem höchstorientierten Kristall mit den voranstehend erwähnten einwinkligen Grenzen mit der geringen Korngrenzenenergie, wie der Metallverdrahtung, gebildet werden. Gleichzeitig ist die Form des Anschlussteils eine Aggregation von feinen Leitungen, die sukzessive von der Metallverdrahtung heraus verzweigt sind. In Folge dessen kann die Zuverlässigkeit des Anschlussteils verbessert werden. Hierbei bedeutet "sukzessive Abzweigungen", wie in 4 gezeigt, dass sich eine feine Leitung in einer Abzweigungsform in den oberen und unteren Richtungen der Metallverdrahtung, angenommen als eine zentrale Achse, ansteigt. Die Anzahl von oberen Verzweigungen ist unter Umständen nicht die gleiche, wie diejenige von unteren Verzweigungen. Die Verzweigung kann senkrecht zu der Metallverdrahtung sein. Der bevorzugte Winkel θ ist 90° oder weniger. In Folge dessen bewegen sich Leerstellen auf der oberen Seite der Verdrahtung, die die Verdrahtung bilden und sich in dieser bewegen, sukzessive zu feinen Linien bzw. Leitungen über dem Anschluss 3, wohingegen Leerstellen auf der unteren Seite der Verdrahtung, die die Verdrahtung bilden und sich in dieser bewegen, sich sukzessive zu feineren Linien bzw. Leitungen unter dem Anschlussteil bewegen. Die Leerstellen können in der Verdrahtungsbreite oder mehr nicht anwachsen und bleiben in den feinen Linien um den äußeren Umfang des Anschlusses herum. Wenn ein Element, welches feine Linien bildet, durch Leerstellen in der feinen Linie des größtenteils äußeren Umfangs herauslaufen, dann bleiben die Leerstellen in der nächsten feinen Linie. Ein zentraler Teil der Anschlussteils, verbunden mit einem Draht, der mit einer externen Energiequelle verbunden ist, erlaubt nicht, dass der Defekt akkumuliert wird, wodurch die Lebensdauer des Anschlussteils extrem vergrößert wird.
  • Die Struktur, bei der eine Verzweigung sukzessive vorrückt, verhindert eine schnelle Änderung einer Stromdichte in einem Verbindungsteil mit der Metallverdrahtung, wobei eine moderate Flussdivergenz als Folge einer Änderung in einer Stromdichte erlaubt wird. Somit werden nicht nur Leerstellen in einem (–)-Anschluss, sondern auch Hügel bzw. Hügelchen in einem (+)-Anschluss in vorteilhafter Weise verteilt. Eine Beabstandung zwischen Verzweigungen muss nicht gleich sein.
  • Die abgezweigten feinen Linien sind vorzugsweise mit einer feinen Linie verbunden, die in der senkrechten Richtung verläuft. Ferner ist die Breite von diesen feinen Linie vorzugsweise mehr als die diejenige der Metallverdrahtung.
  • Ferner ist es effektiv für einen Anschlussteil, dass ein Bereich, wo eine Stromdichte ein Zehntel oder mehr der Metallverdrahtung ist, aus einer Aggregation bzw. Ansammlung von feinen Linien gebildet ist. In einem Bereich, bei dem eine Stromdichte ein Zehntel oder weniger ist, ist ein kontinuierlicher (nicht-abgezweigter) Anschluss zulässig.
  • In den Zeichnungen zeigen:
  • 1(a) und (b) Querschnittsansichten zum Erläutern von Funktionen der Erfindung;
  • 2 eine Querschnittansicht, die eine Schichtstruktur zum Verständnis der vorliegenden Erfindung zeigt;
  • 3(a) bis (d) Querschnittsansichten, die eine Metallverdrahtungsstruktur zum Verständnis einer Ausführungsform der vorliegenden Erfindung zeigt;
  • 4 eine vergrößerte Ansicht, die Anschlüsse zum Verständnis einer Ausführungsform der vorliegenden Erfindung zeigt;
  • 5 eine Ansicht, die eine Multitarget-Verstäubungsvorrichtung zur Verwendung bei der Herstellung einer Einrichtung gemäß einer Ausführungsform der vorliegenden Erfindung zeigt;
  • 6 eine Querschnittsansicht gemäß Beispiel 1;
  • 7 eine Querschnittsansicht gemäß Beispiel 3
  • 8 eine Querschnittsansicht gemäß Beispiel 5;
  • 9 eine Querschnittsansicht gemäß Beispiel 6;
  • 10 eine Querschnittsansicht gemäß Beispiel 7;
  • 11 eine Querschnittsansicht gemäß Beispiel 8;
  • 12(a) bis (f) eine Querschnittsansicht, die ein Verfahren zum Bilden einer Verdrahtung gemäß der Ausführungsform des Beispiels 9 zeigt;
  • 13 eine Ansicht, die Ergebnisse eines beschleunigten Tests gemäß der Ausführungsform des Beispiels 9 zeigt;
  • 14 eine Querschnittsansicht gemäß Beispiel 10;
  • 15 eine Draufsicht, die ein Testsubstrat mit einem Verdrahtungsteil gemäß Beispiel 11 zeigt;
  • 16 eine Querschnittsansicht gemäß Beispiel 14;
  • 17 eine Querschnittsansicht gemäß Beispiel 16;
  • 18 eine Querschnittsansicht gemäß Beispiel 17;
  • 19 eine Querschnittsansicht gemäß der Ausführungsform des Beispiels 18;
  • 20 eine Querschnittsansicht gemäß der Ausführungsform des Beispiels 19;
  • 21(a) bis (g) Querschnittsansicht gemäß Beispiel 21;
  • 22 eine Querschnittsansicht gemäß Beispiel 21;
  • 23(a) bis (e) eine Querschnittsansichten, die einen Fluss von Schritten gemäß Beispiel 23 zeigen;
  • 24 eine Querschnittsansicht gemäß Beispiel 25;
  • 25 eine Querschnittsansicht gemäß Beispiel 27;
  • 26(a) und (b) RHEED-Fotografien gemäß Beispiel 30;
  • 27 eine Querschnittsansicht gemäß Beispiel 38;
  • 28 eine Querschnittsansicht gemäß Beispiel 43 und Beispiel 44;
  • 29(a) und (b) SEM-Fotografien gemäß Beispiel 46;
  • 30(a) bis (d) Ansichten gemäß Beispiel 48; und
  • 31 eine Ansicht, die ein Muster mit vier Anschlüssen gemäß Bespiel 54 zeigt.
  • Die vorliegende Erfindung wird nun mit näheren Einzelheiten beschrieben werden.
  • BEISPIEL 1
  • Beispiel 1 soll zum Verständnis der vorliegenden Erfindung beitragen und wird unter Bezugnahme auf 5 und 6 beschrieben.
  • Unter Verwendung eines Siliziumwafersubstrats 1 von sechs inch (1 inch = 2,54 cm) mit einer isolierenden Schicht 5 aus einem thermischen Oxidfilm (SiO2) von 4000 Å (10 Å = 1 mm) wurden ein amorpher Dünnfilm 3 und eine Metallverdrahtung 2 sukzessivermaßen durch Sputtern gebildet. Zunächst wurde ein AlTa-Film als amorpher Dünnfilm 3 mittels einer Mehrfachtarget-Sputter-vorrichtung gebildet, wie in 5 gezeigt. Die Sputterbedingungen sind nachstehend gezeigt. In 5 bezeichnet Bezugszeichen 8 eine Hochfrequenz-Leistungsquelle, 9 eine Anpassungsschaltung, 10 einen Massenflußcontroller und 11 ein Target.
    Sputtersystem: RF-Magnetronsystem
    Target: 100 mmΦ AlTa-Mosaiktarget (konzentrische Kreisform)
    Substrattemperatur: Raumtemperatur (25°C)
    Sputtergas: Ar
    Gasdruck: 0,20 Pa
    Angelegte Leistung: 10 W/cm2
    Filmdicke: 500 A
  • Eine Zusammensetzungsanalyse ergab, dass der gebildete Film Al40Ta60 war (im weiteren zeigt der numerische Wert das Verhältnis der atomaren Zusammensetzung). Eine Röntgenbeugung enthüllte, dass der Film amorph war und dass ein interatomarer Abstand ds entsprechend einem Halospitzenwertmuster 2,34 Å betrug. Die folgende Tatsache wurde herausgefunden. Nämlich war, da der Abstand df von Al (111) 2,34 Å betrug, die Beziehung |df – ds|/ds = 0 erfüllt. Somit kann, falls der amorphe Dünnfilm ein Element hauptsächlich zum Bilden der Metallverdrahtung aufweist und eine geeignete Zusammensetzung hat, der Abstand ds mit dem Abstand einer bestimmten Kristallebene der Metallverdrahtung übereinstimmen. In diesem Beispiel wurde ein Mosaiktarget verwendet. Jedoch können andere Verfahren, wie z.B. ein simultanes Sputtern, unter Verwendung eines binären Targets und eine Laminierung jedes Elements einen ähnlichen amorphen Dünnfilm herstellen.
  • Als nächstes wurde unter Beibehaltung des Vakuums Al auf den Al40Ta60-Film gesputtert. Die Sputterbedingugen sind nachstehend gezeigt.
    Sputtersystem: RF-Magnetronsystem
    Target: 100 mmΦ Al-Target
    Substrattemperatur: Raumtemperatur (25°C)
    Sputtergas: Ar
    Gasdruck: 1 Pa
    Angelegte Leistung: 5 W/cm2
    Filmdicke: 4000 A
  • Der so gebildete Al-Film wurde hinsichtlich der Orientierung und den Kristall-eigenschaften durch Röntgenbeugung untersucht. Die volle Breite des halben Maximums (im weiteren als FWHM bezeichnet) einer (111)-Schwankungskurve (Orientierung FWHM) betrug 1,2°, und eine Bragg-Reflexion, welche von der (hhh)-Reflexion verschieden ist, beispielsweise (200), (220) oder dergleichen, wurde nicht beobachtet.
  • Der so gebildete Film mit einer Schichtstruktur, welche in 6 gezeigt ist, wurde in ein Vier-Anschlußmuster mit 0,5 μm Breite und 1 mm Länge verarbeitet und einem Elektromigrationstest (EM) unterworfen. Die Testbedingungen waren so, dass eine Verdrahtungstemperatur 200°C betrug und eine Stromdichte 2 × 106 A/cm2 betrug. Als Resultat des Testes wurde bestätigt, dass sogar nach einer verstrichenen Zeit von 1000 Stunden kein Ausfall vorlag und eine exzellente Zuverlässigkeit erhalten wurde. Wenn der elektrische Widerstand um 10% von einem Wert erhöht war, unmittelbar nachdem der Test in dem EM-Test startete, wurde beurteilt, dass ein Verdrahtungsausfall stattgefunden hat. Diese Beurteilung war in den folgenden Beispielen dieselbe.
  • In ähnlicher Weise wurden verschiedene Kombinationen eines amorphen Dünnfilms und einer Metallverdrahtung (ein amorpher Dünnfilm/Metallverdrahtung); d.h. (Pt21Zr79/Pt), (Cu30Ti50/Cu), (Ag55Cu45/Ag) und (Fe80B20/Fe); gebildet. Eine ähnliche Untersuchung der Orientierung hinsichtlich FWHM ergab, dass Pt, Cu und Ag in (111)-Orientierung vorlagen und deren FWHMs 1,4°, 1,8° bzw. 1,6° betrugen; und dass Fe in einer (110)-Orientierung vorlag und die FWHM der Orientierung von der (110)-Reflexion 1,7° betrug.
  • BEISPIEL 2
  • Dieses Beispiel soll zum Verständnis der vorliegenden Erfindung beitragen.
  • Wie bei Beispiel 1 wurde ein amorpher Dünnfilm aus Ni30Ta70 (Schmelzpunkt der intermetallischen Verbindung von Ni30Ta70: 1500°C) gebildet, und darauf wurde eine Metallverdrahtung aus Al (Schmelzpunkt: 660°C) gebildet. Der amorphe Dünnfilm enthielt nämlich ein Element, welches einen Schmelzpunkt aufweist, der höher als derjenige der Metallverdrahtung ist und welches eine intermetallische Verbindung mit einem Hauptelement zum Bilden der Metallverdrahtung bilden könnte. Hier war der interatomare Abstand ds von Ni30Ta70 entsprechend einem Halospitzenwertmuster 2,33 A. Dies stimmt etwa überein mit einem Abstand df von 2,34 Å von Al (111). Als ein Resultat einer ähnlichen Untersuchung wie beim Beispiel 1 wurden eine (111)-Orientierung hinsichtlich FWHM von 0,9° und exzellente kristalline Eigenschaften beobachtet. Weiterhin wurde in dem EM-Test bestätigt, dass sogar nach einer verstrichenen Zeit von 1000 Stunden kein Ausfall vorlag und eine exzellente Zuverlässigkeit ebenfalls erhalten wurde.
  • In ähnlicher Weise wurden verschiedene Kombinationen eines amorphen Dünnfilms und einer Metallverdrahtung (ein amorpher Dünnfilm/Metallverdrahtung); d.h. (Pd80Si20/Al), (Ag55Cu45/Al) und (W70Zr30/Al); gebildet. Eine ähnliche Entwicklung ergab, dass die FWHMs der (111)-Orientierung davon 1,9°, 1,8° bzw. 1,2° betrugen.
  • BEISPIEL 3
  • Wie bei Beispiel 1 wurde ein amorpher Dünnfilm aus einer Co-basierten Legierung, Co80Zr9Nb11, gebildet, und eine Metallverdrahtung aus Al wurde darauf gebildet. Hier war ein interatomarer Abstand ds von Co80Zr9Nb11 entsprechend einem Halospitzenwertmuster 2,04 A. Dies stimmt ungefähr überein mit einem Abstand df von 2,02 Å von Al (200). Als ein Resultat einer Untersuchung ähnlich wie bei Beispiel 1 wurden eine (111)-Orientierung und exzellente kristalline Eigenschaften beobachtet. Weiterhin wurde in dem EM-Test bestätigt, dass sogar nach einer verstrichenen Zeit von 1000 Stunden kein Ausfall vorlag und eine exzellente Zuverlässigkeit erhalten wurde.
  • In ähnlicher Weise wurden verschiedene Kombinationen eines amorphen Dünnfilms und einer Metallverdrahtung (ein amorpher Dünnfilm/Metallverdrahtung); d.h. (Co80Zr8Nb12/Al), (Co85Zr6Nb9/Al), (Co88Zr8Ta9/Al) und (Co90Hf6Pd4/Al); gebildet. Eine ähnliche Entwicklung ergab, dass die FWHMs der (111)-Orientierung davon 1,2° betrugen und zufriedenstellende kristalline Eigenschaften erhalten wurden.
  • Wie in 7 gezeigt, wurden Al-Metallverdrahtungen 2 nach verschiedenen Kombinationen der folgenden Schritte gebildet; diese Schritte waren so, dass eine polykristalline TiN/Ti-Schicht auf der isolierenden Schicht 5 als eine Barrierenschicht 6 gebildet wurde, dass ein amorpher Dünnfilm 3 (Co80Zr9Nb11) darauf gebildet wurde, dass er darauf der Luft ausgesetzt wurde, wie in Tabelle 1 gezeigt, und dass er dann einer Ar-Vorspannungssputterung ausgesetzt wurde. Die kristalline Orientierung dieser Al-Metall-verdrahtungen wurden mit der FWHM einer Al(111)-Schwankungskurve durch Röntgenbeugung unter Verwendung einer CuKα-Linie untersucht. Wie in Tabelle 1 gezeigt, war in dem Fall keines amorphen Dünnfilms und keiner Ar-Vorspannungssputterung nach dem Freisetzen gegenüber der Luft die kristalline Orientierung bemerkenswerterweise verschlechtert. TABELLE 1
    Figure 00170001
    • 0:
    Ja (existent oder abgeleitet),
    –:
    Nein (nicht existent oder nicht abgeleitet)
  • BEISPIEL 4
  • Wie bei Beispiel 1 wurden amorphe Dünnfilme und Metallverdrahtungen, wie in Tabelle 2 gezeigt, gebildet. Wie ebenfalls in Tabelle 2 gezeigt, wurden in diesem Beispiel amorphe Dünnfilme mit größerer Oberflächenenergie als derjenigen der Metallverdrahtung in kristallinem Zustand verwendet. TABELLE 2
    Figure 00180001
    • * : Vergleichsbeispiel
  • In jedem Fall stimmt ein Abstand ds entsprechend einem Halospitzenwertmuster in dem amorphen Dünnfilm ungefähr überein mit einem Gitterabstand df von Al. Als ein Resultat einer Untersuchung ähnlich wie beim Beispiel 1 wurden eine (111)-Orientierung und exzellente kristalline Eigenschaften erhalten, wie in Tabelle 2 gezeigt. Weiterhin wurde in dem EM-Test bestätigt, dass sogar nach einer verstrichenen Zeit von 1000 Stunden kein Ausfall vorlag und eine exzellente Zuverlässigkeit erhalten wurde.
  • Beispielsweise wurden Boride, Carbide und Nitride von TiB2 und dergleichen vorzugsweise als amorpher Dünnfilm verwendet, da ihre Oberflächenenergie groß war. Die Oberflächenenergie wird durch die folgende Näherungsgleichung dargestellt: ΔEsv = Yλ2/4π2X0
    • ΔEsv:
    Oberflächenenergie (1 erg/cm2 = 10–7 Joule/cm2)
    Y:
    Young-Modul
    λ:
    Abstand zwischen den Atomen, wo die Kraft hinreicht (X0 ist ein Näherungswert)
    X0:
    Abstand zwischen Atomen
  • Zur selben Zeit wurde als Vergleichsbeispiel eine Metallverdrahtung direkt auf SiO, auf ähnliche Art und Weise wie bei Beispiel 1 gebildet. Ein interatomarer Abstand ds von SiO2 entsprechend einem Halospitzenwertmuster stimmt nicht näherungsweise überein sogar für den nächsten Abstand df von (111)-Al. Weiterhin ist die Oberflächenenergie von SiO2 kleiner als diejenige von Al. Als ein Resultat einer Untersuchung ähnlich wie bei Beispiel 1 war die (111)-Orientierung hinsichtlich FWHM so groß wie 8,2°, und in dem EM-Test wurde ein Verdrahtungsfehler innerhalb 10 Stunden beobachtet.
  • BEISPIEL 5
  • Beispiel 5 soll zum Verständnis der vorliegenden Erfindung beitragen und wird unter Bezugnahme auf 8 beschrieben
  • Bei diesem Beispiel wurde, wie in 8 gezeigt, ein leitender Verbindungsteil 4, nämlich ein Via, in der Längsrichtung gebildet. Konkret gesagt, wurde zunächst ein thermischer SiO2-Oxidfilm als eine isolierende Schicht 5 auf einem Si-Substrat 1 gebildet, und darauf ein 4000 Å dicker Dünnfilm, welcher aus Al, Cu, W oder MoSi2 hergestellt war, wurde als Unterschichtmetallverdrahtung 2' abgeschieden. Auf diesem Dünnfilm wurde ein 3000 Å dicker SiO2-Zwischenschicht-Isolierfilm 5' mittels eines thermischen CVD-Verfahrens abgeschieden. In diesem Zwischenschicht-Isolierfilm 5' wurde ein Via (oder Durchgangsloch) 4 mit einem Durchmesser von 50 μm mittels herkömmlicher PEP, reaktiver Ionenätz(RIE-)Schritte, gebildet.
  • Als nächstes wurde das Via 4 mit W durch ein selektives CVD-Verfahren gefüllt. Nach Nivellierung durch Rückätzen wurde ein 200 Å dicker Dünnfilm aus Co80Zr9Nb11 als ein amorpher Dünnfilm 3 gebildet. Darauffolgend wurde die Oberfläche von Co80Zr9Nb11, falls sie einmal der Luft ausgesetzt war, einer Ar-RF-Plasmareinigung unterzogen. Dann wurde ein reiner Al-Dünnfilm als eine Metallverdrahtung 2 in einer Dicke von 4000 Å durch Sputtern abgeschieden. Die kristalline Orientierung des Al-Dünnfilms wurde mit der FWHM einer Al-(111)-Schwankungskurve durch Röntgenbeugung unter Verwendung einer CuKα-Linie untersucht. Ein einfallender Röntgenstrahl wurde auf 50 μm Durchmesser durch einen Kollimator verkleinert, um die Änderung und Verteilung der FWHM nahe dem Durchgangsloch zu untersuchen. Als Resultat zeigt die FWHM keine Änderung abhängig von Positionen und betrug einheitlich 1,3°, um so die exzellenten kristallinen Eigenschaften zu zeigen.
  • BEISPIEL 6
  • Beispiel 6 soll zum Verständnis der vorliegenden Erfindung beitragen und wird unter Bezugnahme auf 9 beschrieben:
    Wie beim Beispiel 5 wurde ein Via 4 gebildet und dann, wie in 6 gezeigt, wurde Ni62Nb38 in einer Dicke von 300 Å als ein amorpher Dünnfilm 3 durch Sputtern gebildet. Als ein Resultat, wie in 6 gezeigt, wurde eine konforme Ni-Nb-Schicht gebildet, obwohl eine Seitenwand des Via leicht dünn wurde. Unter einem Vakuum von 1 × 10–7 Torr wurde ein 4000 Å dicker reiner Al-Dünnfilm kontinuierlich als eine Metall-verdrahtung 2 darauf durch Sputtern gebildet. Als ein Resultat einer Untersuchung ähnlich wie bei Beispiel 5 betrug die FWHM gleichmäßig 1,35°.
  • BEISPIEL 7
  • Beispiel 7 soll zum Verständnis der vorliegenden Erfindung beitragen und wird unter Bezugnahme auf 10 beschrieben:
    Wie bei Beispiel 5 wurde ein Via 4 gebildet, und dann wurde, wie in 10 gezeigt, Al40Ta60 als ein amorpher Dünnfilm 3 durch Sputtern gebildet. Dabei verbesserte die Bereitstellung eines Kollimators zwischen einem Substrat mit dem Via und dem Target die Eigenschaft des direkten Fortschreitens der abzuscheidenden Partikel. Dementsprechend bildete sich eine amorphe Schicht kaum auf einer Seitenwand des Via 4, und ein amorpher Dünnfilm 3 von 100 Å Al-Ta konnte auf der unteren Oberfläche des Via 4 und einem Zwischenschicht-Isolierfilm 5 gebildet werden. Nach dem einmaligen Freisetzen gegenüber der Luft wurde er einer Ar-RF-Vorspannungs-Sputterreinigung unterworfen. Dann wurde ein Dünnfilm aus reinem Al mit einer Dicke von 4000 Å als eine Metallverdrahtung 2 durch Sputtern abgeschieden. Als ein Resultat einer ähnlichen Untersuchung wie beim Beispiel s betrug die FWHM gleichmäßig 1,1°.
  • BEISPIEL 8
  • Beispiel 8 soll zum Verständnis der vorliegenden Erfindung beitragen und wird unter Bezugnahme auf 11 beschrieben.
  • Wie in 11 gezeigt, wurde ein Al40Nb60-Film als ein amorpher Dünnfilm 3' auf einer isolierenden Schicht 5 aus thermischem SiO2-Oxidfilm gebildet, und darauf wurde unter Vakuum von 1 × 10–7 Torr oder weniger reines Al kontinuierlich abgeschieden, um eine Unterschicht-Metallverdrahtung 2' mit einer Dicke von 4000 Å zu bilden. Die FWHM einer Schwankungskurve der Unterschicht-Metallverdrahtung 2' betrug 1,2°. Wie beim Beispiel 5 wurden ein SiO2-Zwischenschicht-Isolierfilm 5' und ein Via 4 auf der Al-Unterschicht-Metallverdrahtung 2' gebildet. Als nächstes wurde das Via 4 mit Al selektiv gefüllt, und zwar mittels eines thermischen CVD-Verfahrens unter Verwendung von TIBA (Triisobutyl-aluminium, i-(C4H9)3Al) als einem Quellengas. Dieses Al, mit dem das Via 4 gefüllt wurde, hatte die kontinuierliche kristalline Orientierung des unteren Al und hatte das gleiche FWHM einer Schwankungskurve wie dasjenige der Unterschicht-Metallverdrahtung 2'. Darauffolgend wurde Al-Nb kontinuierlich abgeschieden in einer Dicke von 250 Å durch Sputtern als amorpher Dünnfilm 3. Nachdem dieser gegenüber der Luft freigesetzt worden war und dann einer Vorspannungsreinigung durch ein Ar-RF-Plasma unterzogen worden war, wurde ein Al-Film in einer Dicke von 250 Å als Metallverdrahtung 2 mittels eines Sputterverfahrens oder eines thermischen CVD-Verfahrens unter Verwendung von TIBA abgeschieden. Die Verteilung der kristallinen Orientierung dieses Al-Films war gleichförmig, und die Schwankungskurve der FWHM betrug 1,2°. Weiterhin kann Al nach dem Entfernen eines amorphen Dünnfilms 3 entsprechend dem Via 4 durch einen üblichen PEP-Schritt und Ionenmahlschritt abgeschieden werden. Sogar der so erhaltene Al-Film hatte die gleichmäßige Orientierung einschließlich des Via-Teils, und die FWHM betrug in ähnlicher Weise 1,2°.
  • Andererseits existierte in einem Vergleichsbeispiel ein amorpher Dünnfilm nicht. Gemäß diesem Vergleichsbeispiel war in beiden Fällen die FWHM von Al auf amorphem SiO2 etwa 8°, und die Gleichmäßigkeit in der Orientierung davon war nicht zufriedenstellend, wobei insbesondere die Orientierung des Via-Teils beträchtlich gestört war.
  • BEISPIEL 9
  • Beispiel 9 ist eine Ausführungsform der vorliegenden Erfindung und wird unter Bezugnahme auf die 12 und 13 beschrieben werden.
  • Wie in 12(a) gezeigt, wurde eine isolierende Schicht aus amorphem SiO2 auf der Oberfläche eines Si-Substrats 1 gebildet. Zunächst wurde ein 1000 Å dicker amorpher Dünnfilm 3 auf dem amorphen SiO2 durch ein Sputterverfahren (9(b)) abgeschieden, und dann wurden der amorphe Dünnfilm 3 auf Teilen verschieden von den Teilen, auf denen die Verdrahtung zu bilden war, durch Ätzen (9(e)) entfernt. Eine 5000 Å dicke isolierende Schicht 5, gebildet aus amorphem SiO2, wurde gleichmäßig darauf abgeschieden (9(d)). Als nächstes wurde nur das SiO2 auf dem amorphen Dünnfilm 3 durch Ätzen zum Bilden einer Nut entfernt, in der die Verdrahtung anzuordnen war (9(e)). Als Resultat wurden die unteren Oberflächen der Nuten aus dem amorphen Dünnfilm 3 hergestellt. Bei dieser Ausführungsform war die Breite der Nuten, die Breite der Metallverdrahtung, 0,8 μm, und die Tiefe der Nuten war 4000 Å. Ein Ionenstrahl mit einer geringen Energie wurde auf das obige Substrat 1 mit den Nuten eingestrahlt, um einen Oxidfilm auf der Oberfläche des amorphen Dünnfilms 3 zu beseitigen. Daraufhin wurde Al mittels eines thermischen CVD-Verfahrens unter Verwendung von TIBA abgeschieden, um eine Metallverdrahtung 4 (9(f)) zu erhalten. Ein selektives Aufwachsen, so dass Al nur in den Nuten abgeschieden wurde, konnte bei einer Substrattemperatur von 300°C oder darunter durchgeführt werden. Tabelle 3 zeigt die Al-Abscheidegeschwindigkeit in den Nuten gegenüber Substrat-temperaturen in dem Fall, in dem eine amorphe Al-Legierung als der amorphe Dünnfilm 3 auf der Nuten-Bodenoberfläche gebildet wurde. Die amorphen Al-Legierungen enthalten Al30Ta70, Al40Nb60 und Al50V50. Weiterhin zeigt zum Bestätigen des selektiven Wachstums Tabelle 3 ebenfalls, ob ein selektives Wachstum für SiO2 in von den Nuten verschiedenen Teilen durchgeführt wurde. Als Vergleichsbeispiele wurde ein Film aus amorphem SiO2, polykristallinem Silizium oder polykristallinem Silber auf der Nuten-Bodenoberfläche gebildet. Die Al-Abscheidegeschwindigkeiten und das selektive Wachstum der Vergleichs-beispiele sind in Tabelle 3 gezeigt. Im Vergleich mit amorphen Al-Legierungen konnte, falls Al auf dem amorphen SiO2 und polykristallinen Silizium abgeschieden wurde, eine hinreichende Al-Abscheidegeschwindigkeit nicht bei 300°C oder darunter erhalten werden, und die Oberflächenmorphologie des aufgefüllten Al war nicht zufriedenstellend (rauhe Oberfläche). Weiterhin war im Vergleich mit den amorphen Al-Legierungen, falls Al auf polykristallinem Silber abgeschieden wurde, die Abscheidegeschwindigkeit geringer, und es gab Teile, wo Al nicht kontinuierlich in der Linienrichtung der Verdrahtung eingefüllt wurde.
  • Als nächstes wurden die kristallinen Eigenschaften von selektiv eingefülltem Al durch Röntgenbeugung evaluiert. Die Resultate sind in Tabelle 4 gezeigt. Die Al-Orientierung wurde durch Messen der FWHM einer Schwankungskurve eines Al(111)-Beugungs-spitzenwertes gemessen. In die Nuten eingefülltes Al, dessen Unterschicht aus der amorphen Al-Legierung gebildet war, hatte eine hohe (111)-Orientierung mit einer FWHM von etwa 1°.
  • In die Nuten gefülltes Al, dessen Boden aus der amorphen Al-Legierung gebildet wurde, wurde durch ein Transmissionselektronenmikroskop untersucht. Die Untersuchung ergab, dass ein Durchmesser der Al-Kristallkörner etwa 1 μm betrug, um im wesentlichen dieselbe zu sein wie die Verdrahtungsbreite, und dass diese (111)-Kristallkörner mit kleinwinkligen Korngrenzen in der Linie der Richtung der Verdrahtung verbunden waren. Weiterhin gab es einen Bereich, welcher aus einem Kristallkorn mit einer Länge von 10 μm oder mehr in der Verdrahtungslinienrichtung bestand. Dies zeigt, dass eine einkristalline Al-Verdrahtung teilweise erhalten wurde, welche eine noch exzellentere Dauerhaftigkeit gegenüber Spannungsmigration und Elektromigration als diejenige der hohen (111)-Orientierung aufwies.
  • Zuletzt wurde ein beschleunigter Test zum Studieren der Dauerhaftigkeit gegenüber Elektromigration der Al-gefüllten Verdrahtung, die bei der Ausführungsform erhalten wurde, durchgeführt.
  • Die Resultate sind in 13 gezeigt. Die Testbedingungen sind eine Substrattemperatur von 150°C und eine Stromdichte von 1 × 107 A/cm2. Basierend auf der Änderung in der Rate der Widerstandsänderung mit Verstreichen der Zeit wurde die weitaus höhere Zuverlässigkeit als bei einer üblichen Al-Verdrahtung bestätigt.
  • TABELLE 3
    Figure 00220001
  • TABELLE 4
    Figure 00220002
  • BEISPIEL 10
  • Beispiel 10 soll zum Verständnis der Erfindung beitragen und wird nachstehend unter Bezugnahme auf 14 beschrieben.
  • Wie in 14 gezeigt, wurde eine SiO2-Isolationsschicht 5 einem Halbleitersubstrat 1 mit einem funktionalen Element 31 mit Hilfe eines großen CVD-Verfahrens gebildet. Ein Bereich, der für ein Kontaktteil bestimmt ist, wurde durch Ätzung entfernt, um ein Kontaktierungsloch 32 zu bilden. Um die hervorragenden Kontakteigenschaften zu erhalten, wurde ein natürlicher Oxidfilm, welcher auf dem Halbleitersubstrat 1 der Kontaktloch-Bodenoberfläche gebildet war, durch eine Reinigung mit Flußsäure entfernt. Zum Verhindern einer Reoxidation wurde es mit reinem Wasser mit einer geringen Sauerstoffkonzentration gespült und dann durch eine hochreine Stickstoffgasspülung getrocknet. Ein amorpher Al-Ta-Dünnfilm 3 wurde auf dem Substrat durch eine Mehrfachsputtervorrichtung gebildet. Die Sputterbedingungen sind nachstehend gezeigt.
    Sputtersystem: RF-Magnetronsystem
    Target: 100 mmΦ Al-Ta-Mosaiktarget
    Substrattemperatur: Raumtemperatur (25°C)
    Sputtergas: Ar
    Gasdruck: 0,20 Pa
    Angelegte Leistung: 10 W/cm2
    Filmdicke: 400 A
  • Die Zusammensetzungsanalyse ergab, dass der gebildete Film Al55Ta45 war. Eine Röntgenbeugung ergab, dass der Film amorph war. Obwohl der amorphe Al-Dünnfilm 3 durch ein Sputterverfahren bei diesem Beispiel gebildet war, kann ein ähnlicher amorpher Film durch ein CVD-Verfahren oder ein Dampfabscheidungsverfahren gebildet werden. Weiterhin kann, obwohl ein Al-Ta-Mosaiktarget beim Sputtern des amorphen Al-Films 3 verwendet wurde, ein ähnlicher amorpher Dünnfilm durch andere Verfahren erhalten werden, wie z.B. das simultane Sputtern mit einem Al/Ta-Binärtarget oder das alternierende Laminieren von Al und Ta in dünnen Dicken.
  • Unter Beibehaltung des Vakuums wurde ein Al-Film darauf durch ein Sputterverfahren gebildet. Die Sputterbedingungen sind nachstehend gezeigt:
    Sputtersystem: RF-Magnetronsystem
    Target: 100 mmΦ Al-Target
    Substrattemperatur: Raumtemperatur (25°C)
    Sputtergas: Ar
    Gasdruck: 1 Pa
    Angelegte Leistung: 5 W/cm2
    Filmdicke: 4000 A
  • Der so gebildete Al-Film wurde nach der Orientierung und den kristallinen Eigenschaften durch Röntgenbeugung untersucht. Die FWHM einer (111)-Schwankungskurve war 1,0°, und eine exzellente Orientierung wurde beobachtet. Es wurde nämlich eine zufrieden-stellende Orientierung erhalten. Obwohl der Al-Film durch ein Sputterverfahren in diesem Beispiel gebildet wurde, können in ähnlicher Weise zufriedenstellende Schichten mittels eines CVD-Verfahrens und eines Dampfabscheidungsverfahrens erhalten werden.
  • Danach wurde ein Lack in einem vorgegebenen Muster durch einen standardmäßig Lithographietechnik gebildet, und ein Trockenätzen des Al-Films und des amorphen Al-Ta-Dünnfilms wurde gleichzeitig durchgeführt unter Verwendung eines Ätzgases mit Chlor, um den Al-Film in eine Metallverdrahtung 2 zu verarbeiten. Nach der Verarbeitung wurde kein Rest durch SEM (Scan-Elektronenmikroskop)-Untersuchung beobachtet, und die Verarbeit-barkeit war exzellent. Dieses Beispiel wurde einer thermischen Behandlung 15 Minuten lang bei 450°C in einem Formiergas (N2 : H2 = 9 : 1) unterworfen, und dann wurden ein Leckstrom und ein Kontaktwiderstand in einem Verbindungsteil gemessen. Sie wurden nicht durch die thermische Behandlung geändert, und eine exzellente Barriereneigenschaft wurde bestätigt.
  • BEISPIEL 11
  • Beispiel 11 soll zum Verständnis der vorliegenden Erfindung beitragen und wird unter Bezugnahme auf 15 beschrieben.
  • Zum Untersuchen der Dauerhaftigkeit gegenüber Elektromigration einer Al-Verdrahtung wurden ein amorpher Al-Ta-Dünnfilm und ein Al-Film auf einem Siliziumsubstrat mit einem thermischen Oxidfilm unter ähnlichen Bedingungen wie beim Beispiel 10 gebildet. Wie in 15 gezeigt, wurde unter Verwendung dieses Substrats ein Testsubstrat 24 hergestellt, welches eine Anode 21, eine Kathode 22 und einen 0,8 μm breiten Verdrahtungsteil 23 zum Verbinden dieser Elektroden hatte. Die Orientierung und die kristallinen Eigenschaften eines Al-Films dieses Testsubstrats wurden durch Röntgenbeugung untersucht. Daraus resultierend betrug ähnlich wie im Beispiel 10 die FWHM einer (111)-Schwankungskwve 1,0°.
  • Ein Strom bei einer Stromdichte von 2 × 106 A/cm2 wurde in dem Testsubstrat 24 bei einer Testtemperatur von 200°C fließen gelassen, um seine mittlere Ausfallzeit zu messen. Der Wert betrug 1000 Stunden oder mehr, um so zu zeigen, dass das Testsubstrat eine hohe Dauerhaftigkeit gegenüber Elektromigration aufwies.
  • BEISPIEL 12
  • Beispiel 12 soll zum Verständnis der vorliegenden Erfindung beitragen.
  • Auf eine Art und Weise ähnlich wie bei Beispiel 10 wurde ein amorpher Al-Mo-Dünnfilm auf einem Substrat mit darauf befindlichen Funktionselementen gebildet. Als ein Resultat der Zusammensetzungsanalyse wurde herausgefunden, dass der gebildete Film Al60Mo40 war. Röntgenbeugung enthüllte, dass der Film amorph war. Ein darauf gebildeter Al-Film wurde hinsichtlich der Orientierung und den kristallinen Eigenschaften durch Röntgen-beugung untersucht. Daraus resultierend war die FWHM einer (111)-Schwankungskurve 1,1°. Eine zufriedenstellende Orientierung wurde beobachtet.
  • Darauf wurde ein Lack in einem vorgegebenen Muster durch eine standardmäßige Lithographietechnik gebildet, und ein Trockenätzen des Al-Films und des amorphen Al-Mo-Dünnfilms wurde gleichzeitig durchgeführt unter Verwendung eines Ätzgases mit Chlor, um den Al-Film in eine Metallverdrahtung zu verarbeiten. Nach der Verarbeitung wurde kein Rückstand durch eine SEM-Untersuchung beobachtet, und die Verarbeitbarkeit war exzellent. Dieses Beispiel wurde einer thermischen Behandlung 15 Minuten lang bei 450°C in einem Formiergas (N2 : H2 = 9 : 1) unterzogen, und dann wurde ein Teil eines Verbindungsteils gemessen. Keine Legierungsspikes wurden beobachtet, und die exzellente Barrieren-eigenschaft wurde bestätigt.
  • BEISPIEL 13
  • Beispiel 13 soll zum Verständnis der vorliegenden Erfindung beitragen.
  • Auf eine Art und Weise ähnlich wie bei Beispiel 10 wurde ein amorpher Al-Nb-Si-Dünnfilm auf einem Substrat mit darauf befindlichen Funktionselementen gebildet. Als ein Resultat der Zusammensetzungsanalyse wurde herausgefunden, dass der gebildete Film Al40Nb55Si5 war. Röntgenbeugung enthüllte, dass der Film amorph war. Ein darauf gebildeter Al-Film wurde hinsichtlich der Orientierung und den kristallinen Eigenschaften durch Röntgenbeugung untersucht. Daraus resultierend war die FWHM einer (111)-Schwankungskurve 1,3°. Eine exzellente Orientierung wurde beobachtet.
  • Danach wurde ein Lack in einem vorgegebenen Muster durch eine standardmäßige Lithographietechnik gebildet, und ein Trockenätzen des Al-Films und des amorphen Al-Nb-Si-Dünnfilms wurde gleichzeitig durchgeführt unter Verwendung eines Ätzgases mit Chlor, um den Al-Film in einer Metallverdrahtung zu verarbeiten. Nach der Verarbeitung wurde kein Rückstand durch eine SEM-Untersuchung beobachtet, und die Verarbeitbarkeit war exzellent. Dieses Beispiel wurde einer thermischen Behandlung 15 Minuten lang bei 450°C in einem Formiergas (N2 : H2 = 9 : 1) unterworfen, und dann wurde ein Teil eines Verbindungsteils gemessen. Keine Legierungsspikes wurden beobachtet, und eine exzellente Barrieren-eigenschaft wurde bestätigt. Da weiterhin Si enthalten war, war die thermische Stabilität des amorphen Dünnfilms verbessert. Sogar wenn der amorphe Dünnfilm einer weiteren höheren thermischen Behandlung unterzogen wurde, wurde keine Kristallisierung und Reaktion beobachtet. In den Fällen von Ge, P und B wurden diese vorteilhaften Effekte ebenfalls erhalten.
  • BEISPIEL 14
  • Beispiel 14 soll zum Verständnis der vorliegenden Erfindung beitragen und wird unter Bezugnahme auf 16 beschrieben Ein Siliziumwafer von sechs inch mit einem 4000 Å dicken Isolierfilm 5, gebildet aus einem thermischen Oxidfilm, wurde als Substrat 1 verwendet. Ein amorpher PtZr-Dünnfilm 3 wurde mittels einer Mehrfachtarget-Sputtervorrichtung, wie in 5 gezeigt, gebildet. Die Sputterbedingungen sind nachstehend gezeigt.
    Sputtersystem: RF-Magnetronsystem
    Target: 100 mmΦ PtZr-Mosaiktarget
    Substrattemperatur: Raumtemperatur (25°C)
    Sputtergas: Ar
    Gasdruck: 0,20 Pa
    Angelegte Leistung: 10 W/cm2
    Filmdicke: 500 A
  • Eine Zusammensetzungsanalyse enthüllte, dass der gebildete Film Pt21Zr79 war. Eine Röntgenbeugung enthüllte, dass der Film amorph war.
  • Als nächstes wurde unter Beibehaltung des Vakuums Pt auf den amorphen PtZr-Film gesputtert. Die Sputterbedingungen sind nachstehend gezeigt.
    Sputtersystem: RF-Magnetronsystem
    Target: 100 mmΦ Pt-Target
    Substrattemperatur: Raumtemperatur (25°C)
    Sputtergas: Ar
    Gasdruck: 1 Pa
    Angelegte Leistung: 5 W/cm2
    Filmdicke: 1000 A
  • Der Pt-Film 33, der so als eine Unterelektrode gebildet wurde, wurde hinsichtlich der Orientierung und der Kristalleigenschaften durch Röntgenbeugung untersucht. Die (111)-Orientierung betrug hinsichtlich der FWHM 1,4°, und zufriedenstellende Kristalleigenschaften wurden beobachtet.
  • Als nächstes wurde auf dieser Unterelektrodenschicht ein Strontiumtitanatfilm 34 als ein dielektrischer Dünnfilm mittels eines RF-Magnetron-Sputterverfahrens gebildet. Ein gesinterter Körper aus Strontiumtitanat wurde als Target verwendet. Die Sputterbedingungen sind nachstehend bezeichnet.
    Sputtersystem: RF-Magnetronsystem
    Target: 100 mmΦ SrTiO3-Target
    Substrattemperatur: 500°C
    Sputtergas: Ar/O2
    Gasdruck: 1 Pa
    Angelegte Leistung: 5 W/cm2
    Filmdicke: 5000 A
  • Die Orientierung und Kristalleigenschaften des dielektrischen Dünnfilms wurden durch Röntgenbeugung untersucht. Die (111)-Orientierung des Pt-Films 33 wurde fortgesetzt, und die (111)-Orientierung hinsichtlich der FWHM betrug 1,5°. Ein Au-Film 35 wurde auf diesen dielektrischen Dünnfilm als obere Elektrode durch Dampf abgeschieden, und die Kondensatoreigenschaft davon wurde untersucht. Es wurde herausgefunden, dass die Dielektrizitätskonstante und der Leckstrom zufriedenstellende Werte aufwiesen. Anderer-seits betrug die Orientierung hinsichtlich der FWHM eines direkt auf dem thermischen Oxidfilm gebildeten Pt-Films 9,2°. Wenn ein Strontiumtitanatfilm unter den obigen Bedingungen darauf gebildet wurde, betrug die Orientierung hinsichtlich der FWHM 9,5°.
  • BEISPIEL 15
  • Beispiel 15 soll zum Verständnis der vorliegenden Erfindung beitragen.
  • Wie bei Beispiel 14 wurde unter Verwendung eines Siliziumwafersubstrats von sechs inch mit einem thermischen Oxidfilm von 4000 Å ein Pt21Zr79-Film als amorpher Dünnfilm mittels einer Mehrfachtarget-Sputtervorrichtung gebildet.
  • Als nächstes wurde unter Beibehaltung des Vakuums ein PtTi-Film durch Sputtern als eine Unterelektrode auf dem amorphen Pt21Zr79-Film gebildet. Die Sputterbedingungen sind nachstehend gezeigt.
    Sputtersystem: RF-Magnetronsystem
    Target: 100 mmΦ PbTi-Binärlegierungstarget
    Substrattemperatur: Raumtemperatur (25°C)
    Sputtergas: Ar
    Gasdruck: 1 Pa
    Angelegte Leistung: 5 W/cm2
    Filmdicke: 1000 A
  • Der so gebildete PtTi-Film wurde einer Zusammensetzungsanalyse unterzogen. Die Analyse ergab, dass seine Zusammensetzung Pt88Ti12 war. Die Orientierung und die Kristalleigenschaften davon wurden durch Röntgenbeugung untersucht. Die (111)-Orientierung betrug hinsichtlich der FWHM 1,4°, und zufiedenstellende Kristalleigenschaften wurden beobachtet.
  • Als nächstes wurde auf dieser Unterelektrode ein ferroelektrischer Dünnfilm aus Bleititanatzirkonat mittels eines RF-Magnetron-Sputterverfahrens aufgewachsen. Ein verwendetes Target war ein gesinterter Körper, bei dem Pulver aus Bleititanatzirkonat versetzt mit Bleioxid von 10 Mol-% bei 1200°C gesintert wurde. Die Sputterbedingungen sind nachstehend gezeigt.
    Sputtersystem: RF-Magnetronsystem
    Target: 100 mmΦ Pb(ZrTi)O3-Target (PbO 10 Mol-% REICH)
    Substrattemperatur: 600°C
    Sputtergas: Ar/O2
    Gasdruck: 1 Pa
    Angelegte Leistung: 5 W/cm2
    Filmdicke: 5000 A
  • Die Orientierung und die Kristalleigenschaften des erhaltenen starken dielektrischen Dünnfilms wurden durch Röntgenbeugung untersucht. Die (111)-Orientierung des PtTi-Films war fortgesetzt, und die (111)-Orientierung betrug hinsichtlich der FWHM 1,9°. Andererseits betrug die Orientierung hinsichtlich der FWHM eines direkt auf dem thermischen Oxidfilm gebildeten Pt-Films 9,2°. Wenn ein Bleititanatzirkonat-Film darauf unter den obigen Bedingungen gebildet wurde, betrug die Orientierung hinsichtlich der FWHM 9,8°.
  • BEISPIEL 16
  • Beispiel 16 soll zum Verständnis der vorliegenden Erfindung beitragen und wird unter Bezugnahme auf 17 beschrieben Auf einem Glassubstrat 1' wurde ein amorpher AlTa-Dünnfilm als ein Widerstandsheizeinrichtungsfilm 12 mittels einer Mehrfachtarget-Sputtervorrichtung gebildet, wie in 5 gezeigt. Die Sputterbedingungen sind nachstehend gezeigt.
    Sputtersystem: RF-Magnetronsystem
    Target: 100 mmΦ Al/Ta-Binärtarget
    Substrattemperatur: Raumtemperatur (25°C)
    Sputtergas: Ar
    Gasdruck: 0,20 Pa
    Angelegte Leistung: 10 W/cm2
  • Als ein Resultat der Zusammensetzungsanalyse wurde herausgefunden, dass der gebildete Film Al25Ta75 war. Eine Röntgenbeugung ergab, dass dieser Film amorph war. In derselben Kammer wurde ein Al-Dünnfilm darauf gesputtert. Die Sputterbedingungen sind nachstehend gezeigt.
    Sputtersystem: RF-Magnetronsystem
    Target: 100 mmΦ Al-Target
    Substrattemperatur: Raumtemperatur (25°C)
    Sputtergas: Ar
    Gasdruck: 1 Pa
    Angelegte Leistung: 5 W/cm2
  • Die Kristalleigenschaften des gebildeten Films wurden durch Röntgenbeugung untersucht. Dieser Film war ein orientierter Film mit der FWHM von 1,0° einer (111)-Schwankungskwve.
  • Als nächstes wurde dieser Al-Film durch Lithographie- und Ätzschritte zum Bilden von Elektroden 13, 13' verarbeitet. Weiterhin wurde ein SiO2-Isolierfilm 14 darauf geschichtet, um eine Oxidation zu verhindern und den Abriebwiderstand zu verbessern. Ein so gebildeter thermischer Kopf wurde tatsächlich in einen Drucker montiert, und ein Aufnahmetest wurde durchgeführt. Der Test zeigte, dass eine Fluktuation in der Aufnahme-konzentration kleiner war als ein üblicher thermischer Kopf, und zwar sogar in einem Feinmuster. Zusätzlichermaßen wurde eine Al-Elektrode nicht verschlechtert.
  • BEISPIEL 17
  • Beispiel 17 soll zum Verständnis der vorliegenden Erfindung beitragen und wird unter Bezugnahme auf 18 beschrieben Auf einem Glassubstrat 1' mit einer Höhe wurde ein AlNa-Dünnfilm als exothermer Widerstandskörperfilm 12 mittels einer Mehrfachtarget-Sputtervorrichtung, wie in 5 gezeigt, gebildet. Die Sputterbedingungen sind nachstehend gezeigt.
    Sputtersystem: RF-Magnetronsystem
    Target: 100 mmΦ Al/Nb-Binärtarget
    Substrattemperatur: Raumtemperatur (25°C)
    Sputtergas: Ar
    Gasdruck: 0,20 Pa
    Angelegte Leistung: 10 W/cm2
  • Als Resultat der Zusammensetzungsanalyse wurde herausgefunden, dass der gebildete Film Al40Nb60 war. Eine Röntgenbeugung enthüllte, dass dieser Film amorph war.
  • Dieser Al-Nb-Film wurde durch Lithographie- und Ätzschritte derart verarbeitet, dass er nur auf der Höhe und der Umgebung davon zurückblieb. Als nächstes wurde er wiederum in eine Kammer gesetzt und einer Ar-Vorspannungsreinigung unterzogen. Dann wurde ein Al-Film gesputtert. Die Sputterbedingungen sind nachstehend gezeigt.
    Sputtersystem: RF-Magnetronsystem
    Target: 100 mmΦ Al-Target
    Substrattemperatur: Raumtemperatur (25°C)
    Sputtergas: Ar
    Gasdruck: 1 Pa
    Angelegte Leistung: 5 W/cm2
  • Die Kristalleigenschaften des auf dem flachen Teil gebildeten Al-Films wurden durch Röntgenbeugung untersucht. Dieser Film war ein orientierter Film mit dem FWHM von 1,2° einer (111)-Schwankungskurve.
  • Als nächstes wurde dieser Al-Film durch Lithographie- und Ätzschritte zum Bilden von Elektroden 13, 13' verarbeitet. Weiterhin wurde in SiO2-Isolierfilm 14 darauf beschichtet, um eine Oxidation zu verhindern und den Abriebswiderstand zu verbessern. Der Aufnahmetest wurde unter den gleichen Bedingungen wie bei Beispiel 16 durchgeführt. Der Test zeigte die exzellenten Eigenschaften.
  • BEISPIEL 18
  • Mit Bezug auf 19 wird eine Ausführungsform der Erfindung beschrieben.
  • Unter Verwendung eines Siliziumwafersubstrats 1 von sechs inch mit einer Isolieroxidschicht 5 aus einem thermischen Oxidfilm von 4000 Å wurde ein amorpher AlTa-Film 3 mittels einer Mehrfachtarget-Sputtervorrichtung, wie in 5 gezeigt, gebildet. Die Sputterbedingungen sind nachstehend gezeigt.
    Sputtersystem: RF-Magnetronsystem
    Target: 100 mmΦ Al/Ta-Binärtarget
    Substrattemperatur: Raumtemperatur (25°C)
    Sputtergas: Ar
    Gasdruck: 0,20 Pa
    Angelegte Leistung: 10 W/cm2
    Filmdicke: 1000 A
  • Die Zusammensetzungsanalyse ergab, dass der gebildete Film Al45Ta55 war. Die Röntgenbeugung ergab, dass der Film amorph war.
  • Als nächstes wurden Nuten 38 in der Oberfläche des amorphen AlTa-Dünnfilms 3 durch standardmäßige Lithographie- und RIE-Schritte gebildet. Die Tiefe der Nuten 38 betrug 100 A, und deren Breite betrug 1000 A.
  • Nachdem der amorphe AlTa-Dünnfilm 3 mit den Nuten 38 einer Ar-Vorspannungsreinigung unterzogen worden war, wurde ein Al-Film gesputtert. Die Sputterbedingungen sind nachstehend gezeigt.
    Sputtersystem: RF-Magnetronsystem
    Target: 100 mmΦ Al-Target
    Substrattemperatur: Raumtemperatur (25°C)
    Sputtergas: Ar
    Gasdruck: 1 Pa
    Angelegte Leistung: 5 W/cm2
    Filmdicke: 4000 A
  • Der so gebildete Al-Film wurde hinsichtlich der Orientierung und den Kristalleigenschaften durch Röntgenbeugung untersucht. Die (111)-Orientierung betrug hinsichtlich der FWHM 1,2°, und zufriedenstellende Kristalleigenschaften wurden beobachtet.
  • Weiterhin ergab eine Beobachtung durch ein Transmissionselektronenmikroskop (TEM), dass die Richtungen von Al <211> im wesentlichen gleich waren wie die Längsrichtung der Nuten 38, welche in dem Dünnfilm 3 gebildet worden waren, so dass der Al-Film 2 aus nur kleinen Winkelgrenzen bestand.
  • Als nächstes wurde dieser Al-Film in eine Metallverdrahtung für den EM-Test verarbeitet. Die Schritte zum Vorbereiten einer Testprobe waren folgende: Wie in 12 gezeigt, hatte ein Testsubstrat 24 eine Anode 21, eine Kathode 22 und einen 0,8 μm breiten Verdrahtungsteil 23 zum Verbinden dieser Elektroden. Das Testsubstrat 24 wurde durch standardmäßige Lithographie- und RIE-Schritte hergestellt. Ein Strom mit einer Stromdichte von 2 × 106 A/cm2 wurde durch den Verdrahtungsteil 23 des Testsubstrats 24 bei einer Testtemperatur von 200°C fließen gelassen. Es wurde bestätigt, dass sogar nach der verstrichenen Zeit von 1000 Stunden sich kein Ausfall ergab. Dies zeigt, dass die Dauerhaftigkeit gegenüber Elektromigration dramatisch verbessert war, da der Al-Film hochorientiert war und der Al-Film ein Film war, der nur mit Korngrenzen von kleinem Winkel gebildet war.
  • BEISPIEL 19
  • Mit Bezug auf 20 wird eine Ausführurungsform der Erfindung beschrieben.
  • Unter Verwendung eines Siliziumwafersubstrats 1 von sechs inch mit einer Isolierschicht 5 aus einem thermischen Oxidfilm von 4000 Å wurden Nuten mittels standardmäßiger Lithographie- und RIE-Schritte gebildet.
  • Ein amorpher NiTa-Film 3 mit Nuten 30 wurde auf dem Substrat 1 mittels einer Mehrfachtarget-Sputtervorrichtung, wie in S gezeigt, gebildet. Die Sputterbedingungen sind nachstehend gezeigt.
    Sputtersystem: RF-Magnetronsystem
    Target: 100 mmΦ Ni/Ta-Binärtarget
    Substrattemperatur: Raumtemperatur (25°C)
    Sputtergas: Ar
    Gasdruck: 0,20 Pa
    Angelegte Leistung: 10 W/cm2
    Filmdicke: 100 A
  • Eine Zusammensetzungsanalyse ergab, dass der gebildete Film Ni50Ta20 war. Eine Röntgenbeugung ergab, dass der Film amorph war. Eine Querschnittsfläche wurde durch ein SEM untersucht. Die Untersuchung ergab, dass die Nuten 30 gleichmäßig in der Oberfläche eines amorphen NiTa-Films 3 gebildet waren, wobei die Tiefe der Nuten 30 1000 Å betrug und deren Breite 1000 Å betrug.
  • Nachdem der amorphe NiTa-Dünnfilm 3 einer Ar-Vorspannungsreinigung unterzogen worden war, wurde Al in einer Art und Weise ähnlich wie bei Beispiel 18 gesputtert. Der gebildete Al-Film wurde hinsichtlich der Orientierung und den Kristalleigenschaften durch Röntgenbeugung untersucht. Die (111)-Orientierung betrug hinsichtlich der FWHM 0,9°, und zufriedenstellende kristalline Eigenschaften wurden beobachtet.
  • Eine Beobachtung durch ein Transmissionselektronenmikroskop (TEM) ergab, dass die Richtungen von Al (211) im wesentlichen gleich zur Längsrichtung der Nuten verliefen, welche auf dem amorphen Dünnfilm gebildet worden waren, so dass der Al-Film aus Korngrenzen von nur kleinem Winkel bestand.
  • BEISPIEL 20
  • Beispiel 20 zeigt eine Ausführungsform der vorliegenden Erfindung
  • Unter Verwendung eine Siliziumwafersubstrats mit sechs inch mit einem thermischen Oxidfilm von 4000 Å wurde ein amorpher AlNb-Dünnfilm mittels einer Mehrfachtarget-Sputtervorrichtung, wie in 5 gezeigt, gebildet. Die Sputterbedingungen sind nachstehend gezeigt.
    Sputtersystem: RF-Magnetronsystem
    Target: 100 mmΦ Al/Nb-Binärtarget
    Substrattemperatur: Raumtemperatur (25°C)
    Sputtergas: Ar
    Gasdruck: 0,20 Pa
    Angelegte Leistung: 10 W/cm2
    Filmdicke: 1000 A
  • Eine Zusammensetzungsanalyse ergab, dass der gebildete Film Al40Nb60 war. Eine Röntgenstrahlbeugung ergab, dass der Film amorph war.
  • Bei diesem amorphen AlNb-Dünnfilm wurden Nuten durch standardmäßige Lithographie- und RIE-Schritte gebildet. Die Tiefe der Nuten betrug 100 A, und deren Breite betrug 1000 A.
  • Nachdem der amorphe AlNb-Dünnfilm mit Nuten einer Ar-Vorspannungsreinigung unterworfen worden war, wurde Al-0,1 Atom-% Cu als ein metallischer Dünnfilm gesputtert. Die Sputterbedingungen sind nachstehend gezeigt.
    Sputtersystem: RF-Magnetronsystem
    Target: 100 mmΦ AlCu-Legierungstarget
    Substrattemperatur: Raumtemperatur (25°C)
    Sputtergas: Ar
    Gasdruck: 1 Pa
    Angelegte Leistung: 5 W/cm2
    Filmdicke: 4000 A
  • Der so gebildete AlCu-Film wurde hinsichtlich der Orientierung und kristallinen Eigenschaften durch Röntgenbeugung untersucht. Die (111)-Orientierung betrug hinsichtlich der FWHM 0,9°, und zufriedenstellende Kristalleigenschaften wurden beobachtet. Wenn dieser Film einer thermischen Behandlung bei 450°C 30 Minuten lang unterzogen wurde, war die Orientierung weiter verbessert, und die (111)-Orientierung wurde hinsichtlich der FWHM 0,7°.
  • Die Kornrichtung in einer Ebene wurde durch ein Transmissionselektronenmikroskop (TEM) untersucht. Es wurde herausgefunden, dass der Film aus Korngrenzen mit kleinem Winkel bestand, da die in dem amorphen Dünnfilm angeordneten Nuten eine gesteuerte Kornrichtung in einer Ebene aufwiesen. Weiterhin wurde eine Metallverdrahtung auf eine Art und Weise ähnlich wie bei Beispiel 18 für den EM-Test gebildet. Sogar nach dem Verstreichen von 1000 Stunden gab es keinen Ausfall.
  • BEISPIEL 21
  • Beispiel 21 soll zum Verständnis der vorliegenden Erfindung beitragen und wird unter Bezugnahme auf 21 und 22 beschrieben
  • Ein 1000 Å dicker thermischer Oxidfilm wurde auf einem Si (100)-Substrat 1 von sechs Inch als Isolierschicht 5 gebildet. Darauf wurden die folgenden sieben Proben bereitet. Bei einer Probe Nr. 1 wurde die Oberfläche aus amorphem SiO2 (Oberflächenenergie: 605 erg/cm2) durch Lithographie- und RIE-Schritte verarbeitet, um Nuten mit einer Tiefe von 200 Å (L/S = 0,3/0,3 μm) (21(a)) zu bilden. Hier ist L/S in 22 gezeigt. In einer Probe Nr. 2 wurde polykristallines Ta (Oberflächenenergie: 2150 erg/cm2) auf den thermischen Oxidfilm zum Bilden eines 500 Å dicken Ta-Films 39 gesputtert. Amorphes Silizium wurde zum Bilden eines 200 Å dicken SiO2-Films 43 gesputtert, und der SiO2-Film 43 wurde dann zur Bildung von Nuten mit einer Tiefe von 200 Å (L/S = 0,3/0,3 μm) (21(b)) gebildet. In einem Beispiel Nr. 3 wurde polykristallines Ta auf den thermischen Oxidfilm zum Bilden eines 200 Å dicken Ta-Films 39 gesputtert. Darauffolgend wurde der Ta-Film 39 verarbeitet, um Nuten mit einer Tiefe von 200 Å (L/5 = 0,3/0,3 μm) (21(c)) prozessiert. In einer Probe Nr. 4 wurde amorphes Ni62-Nb38 (Oberflächenenergie: 1326 erg/cm2) auf den thermischen Oxidfilm zum Bilden eines 200 Å dicken NiNb-Films 40 gesputtert. Darauffolgend wurde der NiNb-Film 40 verarbeitet, um Nuten mit einer Tiefe von 200 Å (L/S = 0,3/0,3 μm) (21(d)) zu bilden. In einer Probe Nr. 5 wurde amorphes Ta-60 Atom-% Al (Oberflächenenergie: 1640 erg/cm2) auf den thermischen Oxidfilm zum Bilden eines 200 Å dicken TaAl-Films 41 gesputtert. Darauffolgend wurde der TaAl-Film 41 verarbeitet, um Nuten mit einer Tiefe von 200 Å (L/S = 0,3/0,3 μm) (21(e)) zu bilden. In einer Probe Nr. 6 wurde amorphes Ta-60 Atom-% Al auf den thermischen Oxidfilm zum Bilden eines 100 Å dicken TaAl-Films 41 gesputtert. Weiterhin wurde amorphes SiO2 zum Bilden eines 100 Å dicken SiO2-Films 43 gesputtert. Der SiO2-Film 43 und der TaAl-Film 41 wurden verarbeitet, um Nuten mit einer Tiefe von 200 Å (L/S = 0,3/0,3 μm) (21(f)) zu bilden. Bei einer Probe Nr. 7 wurde ein 200 Å dicker polykristalliner Si-Film 42 (Oberflächenenergie: 730 erg/cm2) auf dem thermischen Oxidfilm gebildet. Darauffolgend wurde der Si-Film 42 verarbeitet, um Nuten mit einer Tiefe von 200 Å (L/S = 0,3/0,3 μm) (21(g)) zu bilden. Die Abschnitte der obigen Proben sind in 21 gezeigt. Für jede Probe wurde reines Al auf die obigen Unterschichten bei einer Substrattemperatur von 200°C mit einer Dicke von 4000 Å abgeschieden und dann in eine Vier-Anschluß-Gestalt für den EM-Test verarbeitet. Eine Verdrahtung eines Meßteils hatte eine Breite von 1 μm und eine Länge von 2000 μm. Der EM-Test wurde bei 150°C bei 1 × 107 A/cm2 durchgeführt. Die Resultate sind in Tabelle 5 gezeigt. TABELLE 5
    Figure 00320001
    • Figure 00320002
    :
    kein Ausfall bis zu 1000 Stunden
    o:
    Ausfall zwischen 500 und 1000 Stunden
    x:
    Ausfall nach 500 Stunden oder weniger
  • BEISPIEL 22
  • Beispiel 22 soll zum Verständnis der vorliegenden Erfindung beitragen.
  • Ein 1000 Å dicker thermischer Oxidfilm wurde auf Si(100)-Substraten von sechs inch gebildet, und dann wurde ein 200 Å dicker Ta-40 Atom-% Al-Film durch Sputtern abgeschieden. Diese Proben wurden zum Bilden von Nuten mit L/S, wie in Tabelle 6 gezeigt, durch RIE verarbeitet. Die resultierenden Proben wurden einer Ar-Plasmaätzung in einer Hochvakuum-sputterung unterzogen, wobei der Vakuumgrad von der Größenordnung 10–10 Torr war, so dass ein Oberflächenoxidfilm der Al-Ta-Filmoberfläche durch die Ar-Plasmaätzung beseitigt wurde. Darauffolgend wurde ein reiner Al-Film mit einer Dicke von 4000 Å gebildet. Der EM-Test wurde auf eine Art und Weise ähnlich wie bei Beispiel 21 durchgeführt. Die Resultate sind in Tabelle 6 gezeigt. TABELLE 6
    Figure 00330001
    • Figure 00330002
    :
    kein Ausfall bis zu 1000 Stunden
    o:
    Ausfall zwischen 500 und 1000 Stunden
    x:
    Ausfall nach 500 Stunden oder weniger
  • BEISPIEL 23
  • Beispiel 23 soll zum Verständnis der vorliegenden Erfindung beitragen und wird unter Bezugnahme auf 23 beschrieben.
  • Unter Verwendung eines Siliziumwafersubstrats von sechs inch mit einer Isolier-schicht 5 aus einem thermischen Oxidfilm (23(a)) von 4000 Å wurden Nuten 36 durch standardmäßige Lithographie- und RIE-Schritte gebildet (23(b)). Die Tiefe der Nuten 36 betrug 100 A, und deren Breite betrug 1500 A.
  • Ein amorpher AlTa-Film 3 wurde auf diesem Substrat 1 mittels einer Mehrfachtarget-Sputtervorrichtung, wie in 5 gezeigt, gebildet (23(c)). Die Sputterbedingungen sind nachstehend gezeigt.
    Sputtersystem: RF-Magnetronsystem
    Target: 100 mmΦ Al/Ta-Binärtarget
    Substrattemperatur: Raumtemperatur (25°C)
    Sputtergas: Ar
    Gasdruck: 0,20 Pa
    Angelegte Leistung: 10 W/cm2
    Filmdicke: 1000 A
  • Eine Zusammensetzungsanalyse ergab, dass der gebildete Film Al75Ta25 war. Eine Röntgenbeugung ergab, dass der Film amorph war. Darauffolgend wurde dieses Substrat 1 einer thermischen Behandlung bei 450°C für 30 Minuten unterbrochen, so dass der amorphe AlTa-Dünnfilm 3 kristallisierte, um eine intermetallische Verbindung von Al3Ta oder einen polykristallinen Film 37 mit Korngrenzen von kleinem Winkel bei einem Korndurchmesser von 1 bis 2 μm zu bilden (23(d)). In derselben Kammer wurde ein Al-Film darauf aufgesputtert (23(e)). Die Sputterbedingungen sind nachstehend gezeigt.
    Sputtersystem: RF-Magnetronsystem
    Target: 100 mmΦ Al-Target
    Substrattemperatur: Raumtemperatur (25°C)
    Sputtergas: Ar
    Gasdruck: 1 Pa
    Angelegte Leistung: 5 W/cm2
    Filmdicke: 4000 A
  • Der so gebildete Al-Film wurde hinsichtlich der Orientierung und den Kristall-eigenschaften durch Röntgenbeugung untersucht. Die (111)-Orientierung war hinsichtlich der FWHM auf 0,3° verbessert, und die meisten in dem Al-Film verbleibenden Korngrenzen waren Grenzen mit kleinem Winkel.
  • Als nächstes wurde dieser Al-Dünnfilm in eine Metallverdrahtung 3 für den EM-Test verarbeitet. Die Schritte zum Verarbeiten einer Testprobe waren folgende: Wie in 15 gezeigt, hatte ein Testsubstrat 24 eine Anode 21, eine Kathode 22 und einen 0,8 μm breiten Verdrahtungsteil 23 zum Verbinden dieser Elektroden. Das Testsubstrat 24 wurde durch standardmäßige Lithographie- und RIE-Schritte hergestellt. Ein Strom bei einer Stromdichte von 2 × 106 A/cm2 wurde dem Verdrahtungsteil 23 des Testsubstrats 24 bei einer Testtemperatur von 200°C auferlegt. Sogar nach der verstrichenen Zeit von 1000 Stunden gab es keinen Ausfall. Dies zeigt, daß, da der Al-Film ähnlich einem Einkristall war, die Dauerhaftigkeit gegenüber Elektromigration dramatisch verbessert war.
  • BEISPIEL 24
  • Beispiel 24 ist ein Beispiel, um zum Verständnis der vorliegenden Erfindung beizutragen.
  • Unter Verwendung eines Siliziumwafersubstrats mit sechs inch mit einem thermischen Oxidfilm von 4000 Å wurden nuten durch standardmäßige Lithographie- und RIE-Schritte gebildet. Die Tiefe der Nuten betrug 500 A, und deren Breite betrug 500 A. Der Raum zwischen den Nuten betrug 3000 A.
  • Ein amorpher AlNb-Film wurde auf diesem Substrat mittels einer Mehrfachtarget-Sputtervorrichtung, wie in 5 gezeigt, gebildet. Die Sputterbedingungen sind nachstehend gezeigt.
    Sputtersystem: RF-Magnetronsystem
    Target: 100 mmΦ Al/Nb-Binärtarget
    Substrattemperatur: Raumtemperatur (25°C)
    Sputtergas: Ar
    Gasdruck: 0,20 Pa
    Angelegte Leistung: 10 W/cm2
    Filmdicke: 400 A
  • Die Zusammensetzungsanalyse ergab, dass der gebildete Film Al75Nb25 betrug. Eine Röntgenbeugung ergab, dass der Film amorph war. Darauffolgend wurde dieses Substrat bei 450°C 30 Minuten lang erwärmt, so dass der amorphe AlNb-Film kristallisierte, um eine intermetallische Verbindung aus Al3Nb zu bilden. Die intermetallische Verbindung wurde in die Nuten gefüllt, um einkristallin zu sein. Die Oberfläche des resultierenden Substrats wurde durch Polieren abgeflacht und dann erneut in eine Kammer gesetzt. Nach einer Ar-Vorspannungsreinigung wurde eine Al-0,1 Atom-% Cu-Legierung als ein metallischer Dünnfilm gesputtert. Die Sputterbedingungen sind nachstehend gezeigt.
    Sputtersystem: RF-Magnetronsystem
    Target: 100 mmΦ AlCu-Legierungstarget
    Substrattemperatur: Raumtemperatur (25°C)
    Sputtergas: Ar
    Gasdruck: 1 Pa
    Angelegte Leistung: 5 W/cm2
    Filmdicke: 4000 A
  • Der so gebildete AlCu-Film wurde in eine Metallverdrahtung durch einen RIE-Schritt verarbeitet. Weiterhin gab es in dem EM-Test unter denselben Bedingungen wie denen von Beispiel 23 sogar nach dem Verstreichen von 1000 Stunden keinen Ausfall.
  • BEISPIEL 25
  • Beispiel 25 soll zum Verständnis der vorliegenden Erfindung beitragen und wird unter Bezugnahme auf 24 beschrieben.
  • Wie in 24 gezeigt, wurde auf einem Si-Wafersubstrat 1 ein 1000 Å dicker thermischer Oxidfilm als eine Isolierschicht 5 gebildet, und ein 4000 Å dicker reiner Al-Dünnfilm, der als eine Metallverdrahtung 2 vorgesehen war, wurde durch Sputtern gebildet. Nach der Bildung dieses Al-Dünnfilms wurde unter Beibehaltung eines Vakuums von 1 × 10–7 Ton ein amorpher Al-Ta-Dünnfilm 3 durch Sputtern unter Verwendung eines Al/Ta-Mosaik-targets gebildet. Die Dicke der Schicht 3 variierte zu 100, 300 und 500 A. Dabei wurden nach der Bildung dieses Al-Dünnfilms einige Proben der Luft gegenüber freigesetzt. Die freigesetzten Proben wurden dann erneut in eine Sputtervorrichtung gesetzt, so dass der amorphe Al-Ta-Dünnfilm 3 auf dem reinen Al-Dünnfilm gebildet wurde. Vor der Bildung des amorphen Dünnfilms 3 wurde ein Oberflächenoxid der freigelegten Proben durch ein RF-Ar-Plasma entfernt, wobei die Seite des Substrats 1 eine Elektrode war. Bei dem Entfernen des Oberflächenoxids wurde ein Plasmaätzen durchgeführt, bis ein klares Beugungsmuster eines Al-Dünnfilms durch RHEED für die Oberfläche des Al-Dünnfilms beobachtet wurde. Die Zusammensetzung des amorphen Dünnfilms 3 war Al20Ta80.
  • Die laminierte Struktur des Metallfilms 2 eines reinen Al-Films und eines amorphen Al-Ta-Dünnfilms wurde somit geschaffen. Zum Untersuchen der Auftretenshäufigkeit von Hügeln in dem Metallfilm wurden diese dünnen Proben thermisch in einem Formiergas (N2-H2) bei 450°C 30 Minuten lang behandelt. Die durch ein optisches Mikroskop und eine Tracer-Vorrichtung zum Messen einer Filmdichte (α-STEP) gemessene Hügeldichte sind in Tabelle 7 gezeigt. Wie in Tabelle 7 gezeigt, wurde herausgefunden, dass die Existenz des amorphen Dünnfilms 3 die Anzahl von Hügeln beträchtlich reduzierte und daß, sogar wenn die Dicke des amorphen Dünnfilms 3 100 Å betrug, dieser Effekt erhalten werden konnte. TABELLE 7
    Figure 00360001
    • //: bedeutet, dass nachdem ein Oberflächenoxid durch Ar-Sputtern entfernt war und die Entfernung durch RHEED bestätigt war, ein amorpher Dünnfilm gebildet wurde.
  • Ein hoher Spitzenwert von 500 Å oder mehr durch einen α-STEP wurde beurteilt als ein Hügel, und die Anzahl solcher Hügel wurde gezählt.
  • BEISPIEL 26
  • Beispiel 26 ist ein Beispiel, um zum Verständnis der vorliegenden Erfindung beizutragen.
  • Auf einem Si-Wafersubstrat, auf dem ein 1000 Å dicker thermischer Oxidfilm als eine Isolierschicht gebildet war, wurde ein 4000 Å dicker reiner Cu-Dünnfilm bestimmt als Metallverdrahtung durch Sputtern gebildet. Nach der Bildung dieses Cu-Dünnfilms wurde unter Beibehaltung eines Vakuums von 1 × 10–7 Torr ein amorpher Cu-Zr-Dünnfilm oder ein amorpher Ni-Nb-Dünnfilmn durch Binärtargetsputtern gebildet. Die Dicke der amorphen Cu-Zr-Legierungsschicht oder der amorphen Ni-Nb-Legierungsschicht variierte zu 100, 300 und 500 A. Dabei wurden anch der Bildung dieses Cu-Dünnfilms einige Proben der Luft gegenüber freigesetzt. Die freigesetzten Proben wurden dann erneut in eine Sputtervorrichtung gesetzt, so dass der amorphe Cu-Zr-Dünnfilm oder der amorphe Ni-Nb-Dünnfilm auf dem reinen Cu-Dünnfilm gebildet wurde. Vor der Bildung des amorphen Dünnfilms wurde ein Oberflächenoxid der freigelegten Proben durch ein RF-Ar-Plasma entfernt, wobei die Substratseite eine Elektrode war. Bei der Entfernung des Oberflächenoxids wurde ein Plasmaätzen durchgeführt, bis ein klares Beugungsmuster eines Cu-Dünnfilms durch RHEED für die Oberfläche des Cu-Dünnfilms beobachtet wurde. Die Zusammensetzung des amorphen Dünnfilms war Cu50Zr50 oder Ni65Nb35.
  • Zum Untersuchen des Oxidationswiderstandes dieser Dünnfilme in der laminierten Struktur der Metallverdrahtung des reinen Cu-Dünnfilms und des amorphen Cu-Zr- oder Ni-Nb-Dünnfilms wurden dieses dünnen Proben einer thermischen Behandlung in der Luft bei 500°C 30 Minuten lang unterzogen. Hier sind Cu und Ni fähig zu einer kontinuierlichen Reihe von Feststofflösungen. Die Resultate sind in Tabelle 8 gezeigt. Wie in Tabelle 8 gezeigt, gab es, obwohl bei dem reinen Cu-Dünnfilm die Oberfläche aufgrund der Volumenexpansion mit Erhöhung im Grad der Oxidation rauh wurde, bei der Probe mit dem laminierten amorphen Cu-Zr- oder Ni-Nb-Dünnfilm keine signifikante Differenz in der Entwicklung der Oberflächen-rauhigkeit durch die Verwendung einer Tracertyp-Vorrichtung zum Messen einer Filmdicke (α-STEP), wie in Tabelle 8 gezeigt. TABELLE 8
    Figure 00370001
    • //: bedeutet, dass nachdem ein Oberflächenoxid durch Ar-Sputtern entfernt war und die Entfernung durch RHEED bestätigt war, der amorphe Dünnfilm gebildet wurde.
  • BEISPIEL 27
  • Beispiel 27 soll ein Verständnis der vorliegenden Erfindung unterstützten und wird unter Bezugnahme auf 25 beschrieben.
  • Unter Verwendung eines Siliziumwafersubstrats von 6 inch mit einer 4000 Å dicken Isolationsschicht 5, gebildet aus einem thermischen Oxidfilm, wurde Sn auf dem Substrat über eine Dampfablagerung aufgebracht, um einen Fn Film 51 in 1 Monoschicht (ML) (25) zu bilden. Eine K-Zellen-(Knudsen-Zelle)-Temperatur betrug 1100°C und eine Substrattemperatur betrug 450°C. Unter Beibehaltung des Vakuums wurde auf das Substrat 1 mit dem Sn Film 51 Al über eine Dampfablagerung aufgebracht, um einen 1000 Å dicken Al-Film für eine Metallverdrahtung 2 zu bilden. Eine K-Zellen-Temperatur betrug 1050°C und eine Substrattemperatur war Raumtemperatur.
  • Der so gebildete Al-Film wurde hinsichtlich der Orientierung durch eine Röntgenstrahlbeugung aufgewertet. Die (111) Orientierung FWHM betrug 2,0° und zufrieden stellende kristalline Eigenschaften wurden beobachtet.
  • Abgesehen von Sn wurden für die Fälle von Ga, In, Cd, Bi, Pb und Tl ähnliche Effekte erhalten.
  • BEISPIEL 28
  • Beispiel 28 soll zum Verständnis der vorliegenden Erfindung beitragen.
  • Unter Verwendung eines Siliziumwafersubstrats von 6-inch mit einer 4000 Å dicken Isolationsschicht aus einem thermischen Oxidfilm, wurde Pb in einer 1 Monoschicht auf dem Substrat über eine Dampfphase abgeschieden. Eine K-Zellen-Temperatur betrug 600°C und eine Substrattemperatur war Raumtemperatur. Unter Beibehaltung des Vakuums wurde ein 1000 Å dicker Cu-Film per Dampfablagerung auf dem Substrat mit dem Pb Film abgeschieden. Eine K-Zellen-Temperatur betrug 1200°C und eine Substrattemperatur war Raumtemperatur.
  • Der so gebildete Cu-Film wurde hinsichtlich der Orientierung durch eine Röntgenstrahlbeugung ausgewertet. Die (111) Orientierung FWHM betrug 4,0° und ausreichende kristalline Eigenschaften wurden beobachtet.
  • Für die Fälle von Tl wurden ähnliche Effekte beobachtet.
  • BEISPIEL 29
  • Beispiel 29 soll zum Verständnis der vorliegenden Erfindung beitragen.
  • Unter Verwendung eines Siliziumwafersubstrats von 6-inch mit einer 4000 Å dicken Isolationsschicht aus einem thermischen Oxidfilm wurde ein Al-Ta amorpher Dünnfilm durch eine Multiaufstäubungsvorrichtung gebildet. Die Aufstäubungsbedingungen sind nachgehend angegeben.
    Aufstäubungssystem: RF Magnetron-System
    Target: 100 mmΦ AlTa Legierungstarget.
    Substrattemperatur: Raumtemperatur (25°C)
    Aufstäubungsgas: Ar
    Gasdruck: 0,20 Pa
    Filmdicke: 400 Å
  • Eine Zusammensetzungsanalyse ergab, dass der gebildete Film Al55Ta45 war. Eine Röntgenstrahlbeugung enthüllte, dass der Film amorph war.
  • Unter Beibehaltung des Vakuums wurde Sn in einer Monoschicht per Dampfabscheidung darauf aufgebracht. Die Dampfabscheidebedingungen waren ähnlich wie im Beispiel 27. Unter weiterer Beibehaltung des Vakuums wurde ein 1000 Å dicker Al-Film per Dampfabscheidung auf dem Substrat mit dem Sn Film aufgebracht. Eine K-Zellen-Temperatur betrug 1050°C und eine Substrattemperatur war Raumtemperatur.
  • Der so gebildete Al-Film wurde hinsichtlich der Orientierung durch eine Röntgenstrahlbeugung ausgewertet. Die (111) Orientierung FWHM betrug 1,6° und zufriedenstellende kristalline Eigenschaften wurden beobachtet.
  • BEISPIEL 30
  • Beispiel 30 soll zum Verständnis der vorliegenden Erfindung beitragen.
  • Unter Verwendung eines (111) orientierten Siliziumwafersubstrats von 5-inch wurde Bi per Dampfabscheidung in 0,5 bis 1 Monoschichten (ML) abgeschieden. Eine K-Zellen-Temperatur betrug 600° C und eine Substrattemperatur war Raumtemperatur.
  • Unter Beibehaltung des Vakuums wurde ein Al-Film auf die Substrate mit den Bi Filmen in einer Dicke von 100 Å aufgebracht. Eine K-Zellen-Temperatur betrug 1050°C und eine Substrattemperatur war Raumtemperatur. Zum Vergleich wurde eine Probe erstellt, bei der ein Al-Film direkt auf das Substrat per Dampfabscheidung aufgebracht wurde.
  • Die so gebildeten Al-Filme wurden hinsichtlich der Orientierung und der kristallinen Eigenschaften durch RHEED und eine Röntgenstrahlbeugung ausgewertet. Die Ergebnisse werden in 16 gezeigt. In dem Beispiel ohne eine Bi Ablagerung, wie in 26(a) gezeigt, wurde ein RHEED-Muster erhalten, bei dem (111) und (110) Orientierungen gemischt wurden. Andererseits wurde in der Probe mit einer Bi Abscheidung in einer Atomschicht, wie in 26(b) gezeigt, die (100) Orientierung nicht beobachtet, und ein zufriedenstellender Kristall mit der (111) Orientierung FWHM von 0,3% wurde erhalten. In dem Beispiel mit der Bi Ablagerung in einer 0,5 atomaren Schicht, wurde eine (100) Orientierung nicht beobachtet, obwohl die (111) Orientierung FWHM 0,5° betrug.
  • Die Oberflächenmorphologie der Al-Filme wurde durch ein SEM untersucht. In den Proben mit einer Bi Abscheidung wurde die hohe Oberflächenglätteeigenschaft bestätigt.
  • Die Zusammensetzungen bzw. Verbindungen der Al-Filme wurden durch eine AES analysiert. Es wurde festgestellt, dass Bi in der Al-Filmoberfläche, den Al-Filmkorngrenzen, und dem Übergangsbereich zwischen dem Al-Film und dem thermischen Oxidfilm existiert.
  • Abgesehen von Bi wurden ähnliche Effekte für die Fälle von Ga, In, Cd, Sn, Pb und Tl erhalten.
  • BEISPIEL 31
  • Beispiel 31 soll zum Verständnis der vorliegenden Erfindung beitragen.
  • Unter Verwendung eines Siliziumwafersubstrats von sechs-inch mit einer 4000 Å Isolationsschicht aus einem thermischen Oxidfilm wurde Bi in einer Monoschicht per Dampfablagerung abgeschieden. Eine K-Zellen-Temperatur betrug 600°C und eine Substrattemperatur war Raumtemperatur. Unter Beibehaltung des Vakuums wurde ein Al-Film auf die Substrate mit den Bi Filmen in einer Dicke von 500 Å über eine Dampfablagerung abgeschieden. Eine K-Zellen-Temperatur betrug 1050°C und eine Substrattemperatur war Raumtemperatur. Für einen Vergleich wurde eine Probe erstellt, bei der ein Al-Film direkt auf das Substrat über eine Dampfablagerung aufgebracht wurde.
  • Die Oberfläche, die aus den Al-Filmen gebildet ist, wurde durch ein SEM untersucht. In der Probe mit der Bi Ablagerung wuchs ein Kristallkorn und die Korngröße wurde 1890 ± 20 Å. Im Gegensatz dazu betrug in der Probe ohne eine Bi Ablagerung der Korndurchmesser des Kristallkorns 980 ± 20 Å.
  • Die Zusammensetzungen der Al-Filme wurden durch ein AES untersucht. Es wurde festgestellt, dass Bi in der Al-Filmoberfläche, der Al-Filmkorngrenze, und der Schnittfläche zwischen dem Al-Film und dem thermischen Oxidfilm existierte.
  • Abgesehen von Bi, wurde im Fall von Ga, In, Cd, Sn, Pb und Tl ähnliche Effekte erhalten.
  • BEISPIEL 32
  • Beispiel 32 soll zum Verständnis der vorliegenden Erfindung beitragen.
  • Ein Siliziumwafer von sechs-inch mit einer 4000 Å Isolationsschicht aus einem thermischen Oxidfilm wurde als ein Substrat verwendet. Bi wurde in einer Monoschicht auf dem Substrat per Dampfablagerung aufgebracht. Die Dampfablagerungsbedingungen waren ähnlich wie im Beispiel 31. Unter Beibehaltung des Vakuums wurde ein 500 Å dicker Al-Film auf die Substrate mit dem Bi Film aufgebracht. Eine K-Zellen-Temperatur betrug 1050°C und eine Substrattemperatur betrug 400°C. Zum Vergleich wurde eine Probe erstellt, bei der ein Al-Film direkt auf das Substrat per Dampfablagerung aufgebracht wurde.
  • Die Oberfläche, die aus dem Al-Film gebildet wurde, wurde durch ein SEM untersucht. In der Probe mit der Bi Ablagerung wuchs das Kristallkorn und die durchschnittliche Korngröße wurde 3130 ± 20 Å. Im Gegensatz dazu wurde in der Probe ohne die Bi Zusammensetzung der Korndurchmesser des Kristallkorns 1230 ± 15 Å.
  • Abgesehen von Bi, wurden im Fall von Ga, In, Cd, Sn, Pb und Tl ähnliche Effekte erhalten.
  • BEISPIEL 33
  • Beispiel 33 soll zum Verständnis der vorliegenden Erfindung beitragen.
  • Ein Siliziumwafer von sechs inch mit einer 4000 Å Isolationsschicht aus einem thermischen Oxidfilm wurde als ein Substrat verwendet. Ein Al-Ta amorpher Dünnfilm wurde mit Hilfe einer Multitarget-Aufstäubungsvorrichtung gebildet. Die Aufstäubungsbedingungen sind nachstehend angegeben.
    Aufstäubungssystem: RF Magnetron-System
    Target: 100 mmΦ Al-Ta Legierungstarget.
    Substrattemperatur: Raumtemperatur (25°C)
    Aufstäubungsgas: Ar
    Gasdruck: 0,20 Pa
    Filmdicke: 400 Å
  • Eine Zusammensetzungsanalyse ergab, dass der gebildete Film Al55Ta45 war. Eine Röntgenstrahlbeugung enthüllte, dass der Film amorph war.
  • Unter Beibehaltung des Vakuums wurde Bi in einer Monoschicht über eine Dampflagerung darauf abgelagert. Die Dampfablagerungsbedingungen waren ähnlich wie im Beispiel 31. Ferner wurde unter Beibehaltung des Vakuums Al auf dem Substrat mit dem Bi Film abgelagert, um einen 500 Å dicken Al-Film zu bilden. Eine K-Zellen-Temperatur betrug 1050°C und eine Substrattemperatur war Raumtemperatur. Zum Vergleich wurde eine Probe vorbereitet, bei der ein Al-Film direkt auf dem Substrat über eine Dampfablagerung aufgebracht wurde.
  • Der so gebildete Al-Film wurde durch ein SEM untersucht. In der Probe mit der Bi Ablagerung wuchs das Kristallkorn und der Korndurchmesser wurde 2970 ± 20 Å. Im Gegensatz dazu war in der Probe ohne die Bi Ablagerung der Korndurchmesser des Kristallkorns 960 ± 10 Å.
  • BEISPIEL 34
  • Beispiel 34 soll zum Verständnis der Erfindung beitragen.
  • Ein Si (100) mit hohem Widerstand und ein Si (111) Substrat wurden mit 1% HF behandelt und dann mit reinem Wasser gewaschen, bei dem die Konzentration des gelösten Sauerstoffs 10 ppb betrug. Danach wurde ein Cu- oder Al-Film auf dem Si (100) Substrat oder Si (111) Substrat jeweils durch eine Aufstäubungsvorrichtung aufgebracht, bei der Vakuumgrad 1 × 10–8 Torr oder weniger war. Ein Druck während der Ablagerung war 1 × 10–3 Torr. Danach wurden die sich ergebenden Substrate unter einem Vakuum bei 450°C über 1 Stunde thermisch behandelt, um in eine Verdrahtung mit vier Anschlüssen und einer Breite von 1 μm und einer Länge von 100 μm verarbeitet zu werden. Die Arten von Korngrenzen wurden durch eine Kanalisierungsmusteranalyse eines SEM identifiziert. Es wurde festgestellt, dass 90% oder mehr davon aus kleinwinkligen Grenzen mit einer relativen Fehlorientierung von 10° oder weniger, Zwillingsgrenzen mit dem Σ-Wert von 10 oder weniger und Korngrenzen mit einer relativen Fehlorientierung von 3° oder weniger, bestanden. Von diesen Grenzen wurden nur bestimmte Korngrenzen, die in der Tabelle 9 gezeigt sind, dem EM-Test bei 200°C und einer Stromdichte von 2 × 106 A/cm2 ausgesetzt. Nachdem die Cu- und Al-Filme in ein Muster mit einer Verdrahtungsbreite von 0,5 μm und einer gesamten Verdrahtungslänge von 1 m verarbeitet waren, wurde ein 4000 Å dicker PSG-Film durch ein thermisches CVD-Verfahren gebildet und ein 4500 Å dicker SiN Film wurde durch ein Plasma-CVD-Verfahren gebildet. Danach wurde ein Spannungsmigrations-(DM)-Test ausgeführt, indem die Testproben auf 150°C über 1000 Stunden gehalten wurden. Der SM-Test zeigte das hervorragende Ergebnis, dass der prozentuale Anteil von Defekten 0% betrug. TABELLE 9
    Figure 00410001
    • Figure 00410002
    Lebensdauer 1000 Stunden oder mehr
    O
    Lebensdauer 500-1000 Stunden
    x
    Lebensdauer 500 Stunden oder weniger
  • BEISPIEL 35
  • BEISPIEL 35 soll zum Verständnis der vorliegenden Erfindung beitragen.
  • Auf einem Siliziumwafer mit hohem Widerstand (111) wurde ein (111) orientierter Al-Film mit einer Dicke von 4000 Å durch eine Aufstäubung in einem hohen Vakuum gebildet. Vor der Al-Filmablagerung, wie in Tabelle 10 gezeigt, wurden die folgenden sechs Arten einer Vorbehandlung des Siliziumwafers ausgeführt;
    • 1. Nach einer 1% HF-Behandlung, Abspülen mit ultrareinem Wasser mit der aufgelösten Sauerstoffkonzentration von 5 ppb unter einer geschlossenen Luftbedingung,
    • 2. Nach einer 1% HF-Behandlung, Abspülen mit ultrareinem Wasser mit der aufgelösten Sauerstoffkonzentration von 5 ppb unter einer Bedingung, zu der Luft offen zu sein,
    • 3. Nach einer 1% HF-Behandlung, Abspülen mit ultrareinem Wasser mit der aufgelösten Sauerstoffkonzentration von 50 ppb unter einer geschlossenen Luftbedingung,
    • 4. Nach einer 1% HF-Behandlung, Abspülen mit ultrareinem Wasser mit der aufgelösten Sauerstoffkonzentration von 50 ppb unter einer Bedingung, zu der Luft offen zu sein,
    • 5. Nach einer 1% HF-Behandlung, Abspülen mit ultrareinem Wasser mit einer aufgelösten Sauerstoffkonzentration von 1 ppm unter einer geschlossenen Luftbedingung, und
    • 6. Nach einer 1% HF-Behandlung, Abspülen mit ultrareinem Wasser mit der aufgelösten Sauerstofkonzentration von 1 ppm unter einer Bedingung, zu der Luft offen zu sein.
  • Danach wurden sie verarbeitet, μm ein 0,5 μm breites Muster mit vier Anschlüssen zu bilden, wobei die Länge eines Messteils 100 μm betrug. Das Elektromigrations-Aushaltevermögen wurde bei 200° C und einer Stromdichte von 2 × 106 A/cm2 gemessen. Ferner wurde auch der SM-Test, wie im Beispiel 34 ausgeführt.
  • Die Charakteristiken in Kontaktteilen wurden in der folgenden Weise untersucht. Ein Kontakt mit einem Durchmesser von 0,5 μm, bei dem P ionen-implantiert wurde, wurde verwendet. Als Vorbehandlung wurden eine Choline-Behandlung, eine Behandlung mit verdünnter HF, und die voranstehende Wasserabwaschung sukzessive ausgeführt. Ein Al-Film wurde gebildet und dann in ein Kelvin-Muster verarbeitet. Nach einer thermischen Behandlung bei 450°C für 30 Minuten in einem Formungsgas (N2 : H2 = 8 : 2), wurde der Kontaktwiderstand gemessen.
  • Bezüglich der Verarbeitbarkeit der Verdrahtung, wurde eine Form nach einer Verdrahtungsverarbeitung durch ein SEM beobachtet. Ein dünnes Stück wurde aus einer Verdrahtungsprobe gebildet, und das Stück wurde einer Beugung in einem gewählten Bereich durch ein Elektronenmikroskop ausgesetzt, um die relative Fehlorientierung von angrenzenden Körnern zu untersuchen. Diese Ergebnisse sind in der Tabelle 10 gezeigt.
  • Ferner wurde für die Al-Film-Probe, die mit einer Vorbehandlung 1 verarbeitet wurde, eine Al-Filmorientierung durch ein Röntgenstrahl-Beugungsverfahren identifiziert und die Probe wurde derart verarbeitet, dass die Verdrahtungsleitungsrichtung parallel zu einer {111} Ebene war. Die Probe, die dem obigen SM-Test ausgesetzt wurde, wurde durch ein SEM beobachtet. Es wurde festgestellt, dass sich Fehlstellen in einer trapezförmigen Form im wesentlichen parallel zu einer Verdrahtungsleitungsrichtung bildeten. Kein Ausfall wurde beobachtet.
  • TABELLE 10
    Figure 00430001
  • BEISPIEL 36
  • Beispiel 36 soll zum Verständnis der vorliegenden Erfindung beitragen.
  • Ein Cu-Film wurde auf einem MgO (100) Substrat in einer Dicke von 4000 Å durch eine Aufstäubung in einem superhohen Vakuum aufgebracht, um einen Cu-Film zu bilden. Eine Elektronenmikroskopbeobachtung enthüllte, dass dieser Cu-Film ein {100} Epitaxiefilm war, der Doppel- bzw. Zwillingsgrenzen enthielt. Dieser Cu-Film wurde in ein Muster mit vier Anschlüssen mit einer Breite von 0,5 μm und einer Länge von 1 mm verarbeitet, um eine Metallverdrahtung zu bilden. Der EM-Test wurde ausgeführt. Die Testbedingungen waren eine Verdrahtungstemperatur von 300°C und eine Stromdichte von 2 × 106 A/cm2. Obwohl doppelte Anordnungen in einer Verdrahtung beobachtet wurden, gab es keinen Ausfall nach einem Schweißtest von 1000 Stunden.
  • BEISPIEL 37
  • Beispiel 37 soll zum Verständnis der vorliegenden Erfindung beitragen.
  • Ein (111) orientierter Al-Film wurde in einer Dicke von 4000 Å auf einem Siliziumwafersubstrat mit hohem Widerstand (111) durch eine Aufstäubung mit einem hohen Vakuum gebildet. Zu dieser Zeit wurde das Substrat für eine Vorbehandlung mit 1% HF behandelt und mit ultrareinem Wasser gewaschen, in dem die aufgelöste Sauerstoffkonzentration 5 ppb unter einer geschlossenen Luftbedingung war. Danach wurde ein 0,5 μm breites Muster mit vier Anschlüssen, bei dem die Länge eines Messteils 1000 μm war, erstellt, um eine Metallverdrahtung zu bilden. Nach einer elektrischen Strombelastung bei 150°C mit fünf Stromdichten, die in der Tabelle 11 gezeigt sind, wurde eine thermische Behandlung in einem Formungsgas (N2 : H2 = 8 : 2) bei 400°C über 30 Minuten ausgeführt. Dann wurde das sich ergebende Substrat hinsichtlich des Auftretens von Vertiefungen (Si-Spike) in der Verdrahtung überprüft. Ferner wurde ein Verdrahtungsmuster L/S von 1 μm/1 μm erstellt und ähnlichen Prozessen unterzogen. Dann wurde die Al (111) Orientierung FWHM durch Röntgenstrahlen untersucht. Die Ergebnisse sind ebenfalls in der Tabelle 11 gezeigt.
  • TABELLE 11
    Figure 00440001
  • BEISPIEL 38
  • Beispiel 38 soll zum Verständnis der vorliegenden Erfindung beitragen und wird unter Bezugnahme auf 27 beschrieben.
  • Ein 1000 Å SiO2 dicker thermischer Oxidfilm wurde auf einem Si (100) Substrat 1 als Isolationsschicht 5 gebildet und danach wurde ein 300 Å dicker amorpher Al30Ta70 Film 52 durch eine duale gleichzeitige Aufstäubung gebildet. Nach Bilden der Filme wurden Nuten 54 mit L/S von 1500 Å/1500 Å und einer Tiefe von 300 Å durch Lithographie gebildet. Ferner wurde nach einer Evakuierung auf 1 × 10–8 Ton oder weniger das sich ergebende Substrat einer Plasma-durch-Vorspannungs-Reinigung ausgesetzt, bei der eine Vorspannung von –50 V an das Substrat für 5 Minuten angelegt wurde, wodurch ein Oxidfilm auf den Ta-Al-Film 52 entfernt wurde. Danach wurde ein Al-Film in einer Dicke von 4000 Å gebildet. Zum Vergleich wurde eine Probe vorbereitet, bei der ein 4000 Å dicker Al-Film direkt auf SiO2 gebildet wurde. Die Al-Filme von diesen Proben wurden in ein 0,5 μm breites Metallverdrahtungsmuster mit vier Anschlüssen verarbeitet, bei dem die Länge eines Messteils 1000 μm betrug. Nach einer elektrischen Strombelastung bei 200°C einer Dichte von 1 × 107 A/cm2 für eine Zeitperiode, wie in 12 gezeigt, wurde eine thermische Behandlung in einem Formungsgas (N2 : H2 = 8 : 2) bei 400°C über 30 Minuten ausgeführt. Dann wurden die sich ergebenden Proben hinsichtlich des Auftretens von Hügeln in der Verdrahtung überprüft. Die Ergebnisse sind in der Tabelle 12 gezeigt.
  • Jede von diesen Proben wurde in das Verdrahtungsmuster mit L/S von 1 μm/1 μm verarbeitet. Ähnliche Prozesse wurden ausgeführt. Dann wurde die Al (111) Orientierung FWHM durch Röntgenstrahlen gemessen. Die Ergebnisse sind ebenfalls in der Tabelle 12 gezeigt.
  • TABELLE 12
    Figure 00440002
  • BEISPIEL 39
  • Ein 4000 Å dicker Al-Film wurde auf einem (111) Siliziumwafersubstrat mit hohem Widerstand durch eine Aufstäubung in einem hohen Vakuum und thermischen CVD-Verfahren gebildet. Zu dieser Zeit wurde das Substrat für eine Vorbehandlung mit 1% HF behandelt, mit ultrareinem Wasser gewaschen, bei dem die aufgelöste Sauerstoffkonzentration 5 ppb unter einer luftabgeschlossenen Bedingung war, und dann bei einer N, Atmosphäre getrocknet, bei der die Dampfkonzentration 10 ppb oder weniger war. In dem Aufstäubungsverfahren mit dem hohen Vakuum war der Vakuumgrad 1 × 10–9 Ton, ein Taupunkt von Ar war –90° oder weniger, und ein Ar-Druck betrug 1 × 10–3 Ton zu der Zeit der Bildung. Bei dem thermischen CVD-Verfahren wurde TIBA als eine Gasquelle verwendet. Der gebildete Al-Film wurde durch ein TEM beobachtet. Infolgedessen enthält der aufgestäubte Al Film kleinwinklige Korngrenzen, die in Dislokationsfeldern gebildet waren. Eine Röntgenstrahlbeugung enthüllte, dass der aufgestäubte Al-Film aus einem Einzelkristall mit der (111) Orientierung FWHM von 0,3° war. Andererseits war der CVD-Film von einem Einzelkristall, der keine kleinwinkligen Korngrenzen enthielt und der die (111) Orientierung FWHM von 0,17° durch eine Röntgenstrahlbeugung aufwies.
  • Der obige Film wurde in eine Muster mit vier Anschlüssen verarbeitet, bei dem die Breite des Verdrahtungsteils 0,5 μm war und die Länge davon 100 μm war, wodurch eine Metallverdrahtung und ein Anschlussteil gebildet wurden. Der Anschluss bestand aus einer Aggregation von feinen Leitungen in einer Form der 4. Die Breite der feinen Leitung betrug 0,5 μm, der Abstand zwischen den feinen Leitungen betrug 0,5 μm und der Abstand zwischen Verzweigungspunkten betrug 0,5 μm. In einem derartigen Muster wurde das Aushaltevermögen hinsichtlich einer Elektromigration durch eine In-Situ SEM-Beobachtung bei einer Stromdichte von 2 × 107 A/cm2 bei 200°C untersucht. Infolgedessen bewegten sich in den beiden Filmen Leerstellen innerhalb der Verdrahtung, passierten Verzweigungspunkte nacheinander in dem Anschlussteil, und erreichten dann eine feine Leitung in dem äußersten Umfang des Anschlussteils. Somit waren die feinen Linien in der Mitte des Anschlussteils in Ordnung. Weder eine Erhöhung im elektrischen Widerstand, noch ein Ausfall wurde beobachtet.
  • Ferner wurde nach der Verdrahtungsverarbeitung ein 4000 Å dicker SiO2 Film auf der Verdrahtung durch ein thermisches CVD-Verfahren gebildet und ein 7500 Å dicker SiN Film wurde durch ein Plasma-CVD-Verfahren gebildet. Dieser wurde einem identischen Elektromigrationstest ausgesetzt. Durch eine Spannungsmigration (SM) hervorgerufene Leerstellen wurden in ähnlicher Weise in einer feinen Linie in dem größtenteils äußeren Umfang des Anschlussteils akkumuliert. Weder eine Erhöhung im elektrischen Umfang des Anschlussteils noch ein Ausfall wurde in der Mitte des Anschlussteils beobachtet.
  • BEISPIEL 40
  • Beispiel 40 soll zum Verständnis der vorliegenden Erfindung beitragen.
  • Ein Cu film wurde in einer Dicke von 4000 Å auf einem MgO (100) Substrat durch eine Aufstäubung in einem super hohen Vakuum aufgebracht. Eine Elektronenmikroskopbeobachtung enthüllte, dass dieser Film ein {100} Epitaxifilm war, der Doppelgrenzen enthielt.
  • Der obige Film wurde in ein Muster mit vier anschlüssen verarbeitet, bei dem die Breite eines Verdrahtungsteils 1,0 μm war und die Länge davon 100 μm war, wodurch eine Metallverdrahtung und ein Anschlussteil gebildet wurden. Das Anschlussteil bestand aus einer Aggregation von feinen Leitungen in einer Form der 4. Die Breite der feinen Leitungen betrug 1,0 μm, der Abstand zwischen den feinen Leitungen 1,0 μm, und der Abstand der zwischen Verzweigungspunkten betrug 1,0 μm. In einem derartigen Muster wurde das Elektromigrations-Aushaltevermögen durch eine in-situ SEM Beobachtung bei einer Stromdichte von 2 × 107 A/cm2 bie 250°C untersucht. Infolge dessen bewegten sich Leerstellen innerhalb der Verdrahtung, passierten Verzweigungspunkte nacheinander in dem Anschlussteil und erreichten dann eine feine Leitung des äußersten Umfangs des Anschlussteils. Feine Leitungen in der Mitte des Anschlussteils waren in Ordnung. Weder eine Erhöhung im elektrischen Widerstand noch ein Ausfall wurde innerhalb des Anschlussteils beobachtet.
  • BEISPIEL 41
  • Beispiel 41 soll zum Verständnis der vorliegenden Erfindung beitragen.
  • Ein 1000 Å dicker thermischer Oxidfilm wurde auf einem (100) Si Substrat als eine Isolationsschicht gebildet und ein TiN Film wurde dann gebildet, um einer 600°C thermischen Behandlung in einer N2 Atmosphäre ausgesetzt zu werden. Verschiedene Vorspannungen, wie in der Tabelle 13 gezeigt, wurden an das sich ergebende Substrat in dem Plasma Ar: N2 = 1 : 1 von 1 × 10–3 Ton angelegt. Der TiN Film wurde einer Aufstäubungsätzung unterzogen. Danach wurde ein 4000 Å dicker Al Film durch eine Aufstäubung aufgebracht. Der Al Film wurde in ein Muster mit vier Anschlüssen mit einer Breite von 0,5 μm und einer Länge von 1 mm verarbeitet, wodurch eine Metallverdrahtung gebildet wurde. Der EM Test wurde ausgeführt. Die Testbedingungen waren eine Verdrahtungstemperatur 200°C und eine Stromdichte von 2 × 106 A/cm2. Die Ergebnisse sind in der Tabelle 13 gezeigt. Zum Vergleich wurden zwei Typen von Proben erstellt. Eine Probe wurde ohne eine Aufstäubungs-Ätzung des TiN Films erstellt. Eine andere Probe wurde mit einer Aussetzung an das N2 Plasma nach einer Aufstäubungs-Ätzung erstellt. Diese Ergebnisse sind in der Tabelle 13 gezeigt. TABELLE 13
    Figure 00460001
    • ⦾:
    kein Ausfall bis zu 500 Stunden
    o:
    ausgefallen zwischen 300 und 500 Stunden
    x:
    Ausfall nach 300 Stunden oder weniger
  • BEISPIEL 42
  • Beispiel 42 soll zum Verständnis der vorliegenden Erfindung beitragen.
  • Nachdem ein thermischer SiO2-Oxidfilm von 1000 Å auf einem Si(100)-Substrat von sechs inch als Isolierschicht gebildet war, wurden amorphe Dünnfilme mit Zusammensetzungen, wie in Tabelle 14 gezeigt, durch Sputtern unter Verwendung eines Mosaiktargets oder durch simultanes Sputtern unter Verwendung eines Mehrfachtargets gebildet. Darauffolgend wurde ein 4000 Å dicker Cu-Film gebildet. Da die verschiedenen amorphen Dünnfilme, die für eine unterliegende Schicht bestimmt waren, der Luft gegenüber freigesetzt wurden, wurde die Oberfläche der amorphen Dünnfilme durch Sputterätzen vor der Bildung des Cu-Films zum Zweck des Entfernens eines Oxidfilms auf der Oberfläche gereinigt. Die Bedingungen dieser Oberflächenreinigung waren ein Ar-Gasdruck von 1,0 × 103 Ton, eine 100 MHz-RF-Leistungsausgabe von 100 W, eine Substratvorspannungsspannung von –50 V und eine Reinigungszeit von 4 Minuten.
  • Die Kristalleigenschaften der unterliegenden Schicht wurden durch RHEED bestätigt. Es wurde bestätigt, dass die unterliegende Schicht ein amorpher Dünnfilm war.
  • Nach der Oberflächenreinigung wurde der Cu-Film unter den folgenden Bedingungen gebildet:
    Vakuumgrad: weniger als 1 × 10–8 Ton
    Ar-Gasdruck: 1,0 × 10–3 Ton
    100 MHz-RF-Leistungsausgabe: 400 W
    Kathodenvorspannungsspannung: –300 V
    Filmbildungsgeschwindigkeit: 40 A/Sekunde
  • Die Kristalleigenschaften des gebildeten Cu-Films wurden durch Rötgenstrahlung untersucht. Zur Untersuchung der EM-Dauerhaftigkeit wurde dieser in ein Vier-Anschluß-Muster mit einer Verdrahtungsbreite von 1 μm und einer Verdrahtungslänge von 300 μm prozessiert, um so eine Metallverdrahtung zu bilden. Der Elektromigrationstest wurde dann bei einer Stromdichte von 2 × 106 A/cm2 bei einer Verdrahtungstemperatur von 300°C durchgeführt. Diese Resultate sind ebenfalls in Tabelle 14 gezeigt.
  • Als ein Vergleichsbeispiel wurde ein Cu-Film direkt auf einem thermischen SiO2-Oxidfilm gebildet. Das Vergleichsbeispiel wurde in ähnlicher Weise untersucht. Die Resultate sind ebenfalls in Tabelle 14 gezeigt.
  • Falls eine unterliegende Schicht eine Zusammensetzung aufweisen kann, die leicht verschieden ist von denjenigen von Tabelle 14, soweit das unterliegende Material amorph war, können ähnliche Resultate erhalten werden. Weiterhin kann eine geringe Menge an Zusatzstoff zur Verbesserung des Korrosionswiderstandes, der Verarbeitbarkeit und einer Barriereneigenschaft hinzugefügt werden.
  • Falls nach dem Bilden eines amorphen Dünnfilms ein Cu-Film darauffolgend unter Beibehaltung eines Vakuums von 1 × 10–8 oder weniger gebildet werden würde, wäre die Oberflächenreinigung nicht notwendig. TABELLE 14
    Figure 00470001
    • a:
    amorph
    Figure 00470002
    :
    sogar nach der verstrichenen Zeit von 1000 Stunden fand kein Ausfall statt
    x:
    innerhalb 100 Stunden findet ein Ausfall statt.
  • BEISPIEL 43
  • Beispiel 43 soll zum Verständnis der vorliegenden Erfindung beitragen und wird unter Bezugnahme auf 28 beschrieben.
  • 100 Å dicke Legierungsdünnfilme 56 aus TiNb, TiTa, ZrNb, ZrTa, TiW, ZrMo, TiY und ZrY wurden auf Siliziumsubstraten 1 mit einer 1000 Å dicken Isolierschicht 5 aus einem thermischen Oxidfilm durch ein Mehrfachtarget-Sputtersystem unter Verwendung eines Ar-Gases gebildet. Eine an jedes Target angelegte elektrische Leistung wurde derart eingestellt, dass die Zusammensetzungen der Legierungsdünnfilme 56 Ti50Nb50, Ti50Ta50, Zr50Nb50, Zr50Ta50, Ti50W50, Zr50Mo50, Ti50Y50 und Zr50Y50 waren. Darauffolgend wurde unter Beibehaltung des Vakuums das Gas ersetzt durch ein N2-Gas, und die Oberfläche des Legierungsdünnfilms 56 wurde gegenüber N2-Plasma durch eine RF-Entladung freigesetzt, wobei ein Substrat 1 eine Elektrode war. Dann wurden die Kristalleigenschaften des metallischen Dünnfilms 56 durch RHEED untersucht. Es wurde herausgefunden, dass eine amorphe Schicht zumindest auf der Oberfläche gebildet wurde. Auger-Elektronen-spektroskopie-(AES-)Analyse enthüllte, dass die amorphe Schicht den Stickstoff enthielt. Somit wurde angenommen, dass die amorphe Schicht aus amorphem Nitrid bestand. Zum Vergleich wurde eine Probe hergestellt, die nicht im N2-Plasma verarbeitet wurde. Diese Legierungsdünnfilme, welche so gebildet wurden, wurden gegenüber der Luft freigesetzt, und danach wurde ein 4000 Å dicker Metallfilm 2 aus reinem Al oder reine Cu-Dünnfilme auf den Legierungsdünnfilmen 56 abgeschieden. Vor dem Bilden des metallischen Films 2 wurden einige davon dem Ätzen der Oberfläche des Legierungsdünnfilms 56 einer unterliegenden Schicht durch ein Ar-Plasma unterzogen. Als nächstes wurden die Kristalleigenschaften des erhaltenen reinen Al- oder reinen Cu-Dünnfilms untersucht mit der FWHM von Al und der Cu (111)-Schwankungskurve, nämlich durch Röntgenbeugung unter Verwendung einer CuKα-Linie. Die Resultate sind in Tabelle 15 gezeigt. Daraus resultierend konnte, sogar falls die Legierungsdünnfilme 56, welche dem N2-Plasmaprozeß unterzogen wurden, der Luft gegenüber ausgesetzt wurden, ein Al- oder Cu-Dünnfilm 2 mit der hohen (111)-Kristallorientierung auf den Legierungsdünnfilm 56 ohne das Ar-Plasmaätzen der Oberfläche erhalten werden. TABELLE 15
    Figure 00480001
    Figure 00490001
    • 0:
    durchgeführt
    x:
    nicht durchgeführt
  • BEISPIEL 44
  • Beispiel 44 soll zum Verständnis der vorliegenden Erfindung beitragen.
  • 100 Å dicke Dünnfilme aus Carbidlegierungen, wie in Tabelle 16 gezeigt, wurden auf einem Si-Substrat 1 mit einer 1000 Å dicken Isolierschicht aus einem thermischen Oxidfilm durch ein Mehrfachtarget-Sputtersystem unter Verwendung metallischer Targets und eines Kohlenstofftargets gebildet. Eine an jedes Target angelegte elektrische Leistung wurde derart eingestellt, dass die Zusammensetzungen der Carbidlegierungsdünnfilme diejenigen wurden, welche in Tabelle 16 gezeigt sind. Dann wurden die Kristalleigenschaften der Dünnfilmoberfläche durch RHEED untersucht, um ein Halomuster zu erhalten, welches vorschlägt, dass diese amorph sind. Die so erhaltenen Carbidlegierungsdünnfilme wurden gegenüber der Luft freigesetzt, und danach wurde eine 4000 Å dicke Metallverdrahtung aus reinen Al- oder reinen Cu-Dünnfilmen auf diesen Carbidlegierungsdünnfilmen gebildet. Vor dem Bilden der Metallfilme wurden einige davon einem Ätzen der Carbidlegierungs-Dünnfilmoberfläche einer darunterliegenden Schicht durch Ar-Plasma unterzogen. Die Kristalleigenschaften der reinen Al- oder reinen Cu-Dünnfilme wurden mit der FWHM der Al- und Cu (111)-Schwankungskurve durch Röntgenbeugung unter Verwendung einer CuKα-Linie untersucht. Die Resultate sind in Tabelle 16 gezeigt. Daraus resultierend konnten, sogar falls die Carbidlegierungsdünnfilme der Luft gegenüber freigesetzt wurden und die Oberfläche davon nicht zuvor einer Ar-Plasmaätzung unterzogen wurde, die Al- oder Cu-Dünnfilme mit der hohen (111)-Kristallorientierung auf den Carbidlegierungsdünnfilmen gebildet werden. TABELLE 16
    Figure 00500001
    • 0:
    durchgeführt
    x:
    nicht-durchgeführt
  • BEISPIEL 45
  • Beispiel 45 soll zum Verständnis der vorliegenden Erfindung beitragen.
  • Ein Siliziumwafer von sechs-Inch mit einem 1000 Å thermischen Oxidfilm wurde als ein Substrat verwendet und Bi wurde auf das Substrat über eine Dampfablagerung abgeschieden. Die Dampfablagerungsbedingungen waren ähnlich zu denjenigen des Beispiels 31. Unter Beibehaltung des Vakuums wurde Al in einer Dicke von 200 Å bis 1000 Å auf dem Substrat, auf dem Bi abgelagert war, über eine Dampfablagerung aufgebracht. Ein K-Zellen-Temperatur betrug 1200°C und eine Substrattemperatur war Raumtemperatur. Nach der Filmausbildung wurde die Substrattemperatur auf 400°C angehoben und einer thermischen Behandlung über 3 Stunden ausgesetzt.
  • Die Oberflächenmorphologie und die Korngröße des Al Films wurde durch ein SEM und TEM untersucht. Infolge dessen betrug eine Korngröße eines Al Films mit Bi 7810 ± 30 A, während eine Korngröße eines Al Films ohne Bi 1680 ± 20 Å betrug. Es wurde nämlich bestätigt, dass eine Korngröße eines Al Films mit Bi größer als diejenige eines Al Films ohne Bi war.
  • Für den Fall von Ga, In, Cd, Sn, Pb oder Tl wurden ähnliche Ergebnisse erhalten.
  • BEISPIEL 46
  • Beispiel 46 soll zum Verständnis der vorliegenden Erfindung beitragen.
  • Ein Siliiumwafer von sechs-Inch mit einem 1000 Å thermischen Oxidfilm wurde als ein Substrat verwendet. Al wurde auf das Substrat in Dicken von 200 Å bis 1000 Å aufgebracht und IML von Bi wurde gleichzeitig bei Beginn der Al Abscheidung aufgebracht, während das Substrat gedreht wurde. Die Bi Abscheidungsbedingungen waren ähnlich zu denjenigen des Beispiels 31. Die Al Ablagerungsbedingungen waren, dass eine K-Zellen-Temperatur 1200°C war und eine Substrattemperatur die Raumtemperatur war.
  • Die Oberflächenmorphologie und die Korngröße des Al Films wurde durch ein SEM und TEM untersucht. Infolge dessen war eine Korngröße eines Al Films mit Bi 4370 ± 20 A, während eine Korngröße eines Al Films ohne Bi 1170 ± 15 Å war. Es wurde nämlich bestätigt, dass eine Korngröße eines Al Films mit Bi größer als diejenige eines Al Films ohne Bi war. SEM Fotografien von diesen Proben sind in den 29(a) und (b) gezeigt. 29(a) zeigt eine SEM Fotografie der Oberfläche der Probe, bei der ein 500 Å Al Film auf SiO2 gebildet wurde. 29(b) zeigt eine SEM Fotografie der Oberfläche der Probe, bei der ein 500 Å Al Film mit 1 ML Bi auf SiO2- gebildet war.
  • Selbst wenn Bi bei der mittleren Zeit der Al Abscheidung oder vor dem Ende davon abgeschieden wurde, konnten die ähnlichen Effekte erhalten werden.
  • Für den Fall von Ga, In, Cd, Sn, Pb oder Tl wurden ähnliche Ergebnisse erhalten.
  • BEISPIEL 47
  • Beispiel 47 soll zum Verständnis der vorliegenden Erfindung beitragen.
  • Ein Siliziumwafer mit sechs-Inch mit einem 1000 Å thermischen Oxidfilm wurde als ein Substrat verwendet. Ein Film von Al Kristallkörnern mit einer (111) Orientierung gegenüber dem Substrat wurde auf dem Substrat durch eine thermische CVD Vorrichtung gebildet. Die Filmbildungsbedingungen sind nachstehend gezeigt.
    Quellengas: Triisobuthyl-Aluminium
    Verfahren zum Zuführen des Quellengases: Blasensystem durch Ar
    Substrattemperatur: 400°C
    Ar Gasflussmenge: 20 sccm
  • Die Dichte von Al Kristallkörnern, die den Film unter diesen Bedingungen bilden, betrug 5 × 107 bis 1 × 108/cm2.
  • Bi wurde auf dem Substrat unter ähnlichen Bedingungen wie diejenigen des Beispiels 31 über ein Dampfablagerung abgeschieden. Unter Beibehaltung des Vakuums wurde Al mit einer Dicke von 200 Å bis 1000 Å auf dem Substrat, auf dem Bi abgelagert war, über eine Dampfablagerung aufgebracht. Eine K-Zellen-Temperatur betrug 1200°C und eine Substrattemperatur war die Raumtemperatur.
  • Die Oberflächenmorphologie des Al Films wurde durch ein SEM und TEM beobachtet. Infolge dessen betrug eine Korngröße eines Al Films mit Bi 3610 ± 15 A, während eine Korngröße eines Al Films ohne Bi 1140 ± 20 Å betrug. Es wurde daher bestätigt, dass eine Korngröße eines Al Films mit Bi größer als diejenige eines Al Films ohne Bi war.
  • Ferner wurde der so gebildete Al Film hinsichtlich der Orientierung durch eine Röntgenstrahlbeugung ausgewertet. Die (111) Orientierung FWHM betrug 1,0°. Andererseits betrug die (111) FWHM des Al Films ohne eine vorherige Ablagerung der Al kleinen Kristallkörner durch ein CVD Verfahren 2,0°. Deshalb verbessert die Existenz von (111) orientierten Al kleinen Körnern die abschließende Orientierung des kontinuierlichen Al Films (111).
  • Für den Fall Ga, In, Cd, Sn, Pb oder Tl wurden ähnliche Ergebnisse erhalten.
  • BEISPIEL 48
  • Beispiel 48 soll zum Verständnis der vorliegenden Erfindung beitragen.
  • Nuten, wie in 30(a) gezeigt, wurden auf einem Siliziumwafer von sechs-Inch mit einem 4000 Å thermischen Oxidfilm gebildet. Al wurde auf dem Substrat mit einer Dicke von 200 Å über eine Dampfablagerung aufgebracht. Für eine Al Aufbringung betrug eine K-Zellen-Temperatur 1200 °C und eine Substrattemperatur die Raumtemperatur. Die Al Morphologie wurden durch SEM beobachtet. Wie in 30(b) gezeigt wurde festgestellt, dass Al 20 gleichförmig auf sowohl den Nuten als auch der SiO2 Oberfläche außer den Nuten aufgebracht war.
  • Ferner wurde Al über eine Dampfablagerung aufgebracht, um einen 200 Å dicken Al Film auf einem ähnlichen Substrat mit Nuten unter den obigen Bedingungen zu bilden. Eine Substrattemperatur war die Raumtemperatur. Danach wurde unter Beibehaltung des Vakuums eine thermische Behandlung bei 400°C über drei Stunden ausgeführt. Wie in Fig.(c) gezeigt wurde festgestellt, dass die Nuten des Substrats im wesentlichen vollständig mit einer aus Al gebildeten Metallverdrahtung 2 gefüllt waren und Al 20 kaum auf der SiO2 Oberfläche außer den Nuten verblieb.
  • Als nächstes wurde Al auf einem ähnlichen Substrat mit Nuten in Dicken von 200 Å aufgebracht und IML von Bi wurde gleichzeitig mit Beginn der Al Abscheidung aufgebracht. Die Bi Dampfablagerungsbedingungen waren ähnlich zu denjenigen des Beispiels 31. Die Al Ablagerungsbedingungen waren die gleichen wie diejenigen, die voranstehend erwähnt wurden. Eine Substrattemperatur war die Raumtemperatur. Wie in 30(d) gezeigt wurde festgestellt, dass die Nuten des Substrats im wesentlichen vollständig mit einer aus Al gebildeten Metallverdrahtung 2 gefüllt waren und dass Al 20 kaum auf der SiO2 Oberfläche außer den Nuten verblieb. Obwohl die Beobachtung unmittelbar nach der Filmausbildung bei Raumtemperatur durchgeführt wurde, erlaubte die Existenz von Bi nämlich, dass ähnliche Effekte wie bei der thermischen Behandlung erhalten wurden.
  • Für den Fall von Ga, In, Cd, Sn, Pb oder Tl wurden ähnliche Ergebnisse erhalten.
  • BEISPIEL 49
  • Beispiel 49 soll zum Verständnis der vorliegenden Erfindung beitragen.
  • Ein Siliziumwafer von 6 Inch mit einem thermischen Oxidfilm von 4000 Å wurde als ein Substrat verwendet. Ein AlTa-Film wurde mittels einer Mehrfachftarget-Sputter-vorrichtung, wie in 5 gezeigt, gebildet. Die Sputterbedingungen sind nachstehend gezeigt.
    Sputtersystem: RF-Magnetron System
    Target: 100 mmΦ Al/Ta-Binärtarget
    Substrattemperatur: Raumtemperatur (25°C)
    Sputtergas: Ar
    Gasdruck: 0,20 Pa
    Angelegte Leistung: 10 W/cm2
    Filmdicke: 50 Å
  • Eine Zusammensetzungsanalyse ergab, dass der gebildete Film Al25Ta75 war. Röntgenbeugung ergab, dass der Film amorph war.
  • Als nächstes wurde Al auf den amorphen AlTa-Dünnfilm als ein leitender Dünnfilm gesputtert. Die Sputterbedingungen sind nachstehend gezeigt.
    Sputtersystem: RF-Magnetron System
    Target: 100 mmΦ-Target
    Substrattemperatur: Raumtemperatur (25°C)
    Sputtergas: Ar
    Gasdruck: 1 Pa
    Angelegte Leistung: 5 W/cm2
    Filmdicke: 4000 Å
  • Der so gebildete Al-Film wurde hinsichtlich der Orientierung durch Röntgenbeugung untersucht. Es wurde herausgefunden, dass der Al-Film ein (111)-orientierter Film war, wobei die FWHM einer Al(111)-Spitzenwert-Schwankungskurve 1,0° betrug. Wenn dieser Filmn einer thermischen Behandlung bei 300°C 15 Minuten lang unterzogen wurde, wurde die FWHM auf 0,8° verbessert. Wenn dieser Film weiterhin einer thermischen Behandlung bei 500°C 15 Minuten lang unterworfen wurde, reagiert die amorphe unterliegende Schicht mit dem leitenden Dünnfilm zur Bildung einer Al3Ta-Phase, und die amorphe Dünnfilmschicht verschwand. Jedoch wurde herausgefunden, dass der spezifische Widerstand unverändert war und die Orientierung des leitenden Dünnfilms weiter auf 0,6° verbessert wurde und der hochorientierte Film auf dem thermischen Oxidfilm gebildet wurde.
  • Als nächstes wurde dieser leitende Dünnfilm in eine Verdrahtung für den EM-Test verarbeitet. Schritte zum Bereitstellen einer Testprobe waren folgende: Wie in 15 gezeigt, hatte ein Testsubstrat 24 eine Anode 21, eine Kathode 22 und einen 0,8 mm breiten Verdrahtungsteil 23 zum Verbinden dieser Elektrode. Das Testsubstrat 24 wurde durch standardmäßige Litographie- und RIE-Schritte hergestellt. Ein elektrischer Strom von 2 × 106 A/cm2 wurde dem Verdrahtungsteil 23 des Testsubstrats 24 bei einer Testtemperatur von 200°C auferlegt. Es wurde bestätigt, dass sogar nach einer verstrichenen Zeit von 1000 Stunden kein Ausfall auftrat. Dies zeigt, daß, da die (111)-Orientierung des Al-Dünnfilms, welches der leitende Dünnfilm war, verbessert war, und die Dauerhaftigkeit gegenüber Elektromigration dramatisch verbessert war.
  • BEISPIEL 50
  • Beispiel 50 soll zum Verständnis der vorliegenden Erfindung beitragen.
  • Ein Siliziumwafer von 6 Inch mit einem thermischen Oxidfilm von 4000 Å wurde als Substrat verwendet. Ein AlNb-Film wurde mittels einer Mehrfachtarget-Sputtervorrichtung gebildet, ähnlich wie im Beispiel 48. Die Sputterbedingungen sind nachstehend gezeigt.
    Sputtersystem: RF-Magnetron System
    Target: 100 mmΦ Al/Nb-Binärtarget
    Substrattemperatur: Raumtemperatur (25°C)
    Sputtergas: Ar
    Gasdruck: 0,20 Pa
    Angelegte Leistung: 10 W/cm2
    Filmdicke: 500 Å
  • Eine Zusammenssetzungsanalyse ergab, dass der gebildete Film Al75Nb25 war. Eine Röntgenbeugung ergab, dass der Film amorph war. Al wurde auf den amorphen Al75Nb25-Dünnfilm als ein leitender Dünnfilm auf ähnliche Art und Weise wie bei Beispiel 49 gesputtert. Der so gebildete Al-Dünnfilm wurde hinsichtlich der Orientierung durch Röntgenbeugung untersucht. Es wurde herausgefunden, dass der Al-Film ein (111)-orientierter Film war, wobei die FWHM einer Schwankungskurve 1,5°C betrug. Weiterhin wurde dieser Dünnfilm einer thermischen Behandlung bei 400°C 15 Minuten lang unterzogen. Daraus resultierend kristallisierte die amorphe Dünnfilmschicht, und die amorphe Dünnfilmschicht verschwand. Zur selben Zeit verbesserte sich die FWHM auf 0,9°. Der EM-Test wurde unter den gleichen Bedingungen durchgeführt wie diejenigen von Beispiel 49. Sogar nach einer verstrichenen Zeit von 1000 Stunden gab es keinen Ausfall.
  • BEISPIEL 51
  • Beispiel 51 soll zum Verständnis der vorliegenden Erfindung beitragen.
  • Ein Siliziumwafer mit 6 Inch mit einem thermischen Oxidfilm von 4000 Å wurde als Substrat verwendet. Ein CuTi-Film wurde mittels einer Mehrfachtarget-Sputtervorrichtung ähnlich wie bei Beispiel 49 gebildet. Die Sputterbedingungen sind nachstehend gezeigt.
    Sputtersystem: RF-Magnetron System
    Target: 100 minΦ Cu/Ti-Binärtarget
    Substrattemperatur: Raumtemperatur (25°C)
    Sputtergas: Ar
    Gasdruck: 0,20 Pa
    Angelegte Leistung: 10 W/cm2
    Filmdicke: 500 Å
  • Eine Zusammensetzungsanalyse ergab, dass der gebildete Film Cu50Ti50 war. Röntgen-beugung ergab, dass der Film amorph war. Diese amorphe CuTi-Dünnfilm wurde gegenüber Luft freigesetzt und danach durch Ar-Plasma gereinigt. Eine Al-0,1-Atomprozent-Cu-Legierung wurde als ein leitender Dünnfilm gesputtert. Die Sputterbedingungen sind nachstehend gezeigt.
    Sputtersystem: RF-Magnetron System
    Target: 100 mmΦ AlCu-Legierungstarget (Cu 0,1 Atomprozent)
    Substrattemperatur: Raumtemperatur (25°C)
    Sputtergas: Ar
    Gasdruck: 1 Pa
    Angelegte Leistung: 5 W/cm2
    Filmdicke: 4000 Å
  • Der so gebildete AlCu-Film wurde hinsichtlich der Orientierung durch Röntgenbeugung untersucht. Es wurde herausgefunden, dass der AlCu-Film ein (111)-orientierter Film war, wobei die FWHM einer Schwankungskurve 0,9° betrug. Weiterhin wurde dieser Dünnfilm einer thermischen Behandlung bei 400°C 15 Minuten lang unterzogen. Daraus resultierend kristallisierte die amorphe Dünnfilmschicht, und die amorphe Dünnfilmschicht verschwand. Gleichzeitig wurde die (111)-Orientierung des AlCu-Films weiterhin verbessert, und die FWHM wurde 0,6°.
  • BEISPIEL 52
  • Beispiel 52 soll zum Verständnis der vorliegenden Erfindung beitragen.
  • Eine TiN/Ti-Schicht wurde auf einem Siliziumwafer von 6 Inch als Diffusionsverhinderungsschicht gebildet. Ein AlTa-Film wurde darauf durch Sputtern gebildet. Die Sputterbedingungen sind nachstehend gezeigt.
    Sputtersystem: RF-Magnetron System
    Target: 100 mmΦ Al/Ta-Binärtarget
    Substrattemperatur: Raumtemperatur (25°C)
    Sputtergas: Ar
    Gasdruck: 0,20 Pa
    Angelegte Leistung: 10 W/cm2
    Filmdicke: 100 Å
  • Eine Zusammensetzungsanalyse ergab, dass der gebildete Film Al40Ta60 war. Eine Röntgenbeugung ergab, dass der Film amorph war. Al wurde auf den amorphen AlTa-Film als ein leitender Film unter denselben Bedingungen wie Beispiel 49 gesputtert. Der so gebildete Al-Film wurde hinsichtlich der Orientierung durch Röntgenbeugung untersucht. Es wurde herausgefunden, dass der Al-Film ein (111)orientierter Film war, wobei die FWHM einer Schwankungskurve 1,3° betrug. Weiterhin wurde dieser Dünnfilm einer thermischen Behandlung bei 500°C 15 Minuten lang unterzogen. Daraus resultierend, reagierte die amorphe Dünnfilmschicht mit dem leitenden Dünnfilm zum Bilden einer Al3Ta-Phase, und die amorphe Dünnfilmschicht verschwand. Jedoch stieg der spezifische Widerstand nicht, und die Orientierung des leitenden Dünnfilms wurde verbessert, und die FWHM wurde 0,8°. Dies zeigte, dass die TiN/Ti-Schicht die Reaktion mit Silizium unterdrückte. Der EM-Test wurde unter den gleichen Bedingungen wie denjenigen des Beispiels 49 durchgeführt. Sogar nach einer verstrichenen Zeit von 1000 Stunden gab es keinen Ausfall.
  • BEISPIEL 53
  • Beispiel 53 soll zum Verständnis der vorliegenden Erfindung beitragen.
  • Ein Siliziumwafer mit 6 Inch mit einem thermischen Oxidfilm von 4000 A wurde als Substrat verwendet. Ein 100 Å dicke amorphe VxAl100-x, NbxAl100-x, TaxAl100-x, MoxAl100-x oder WxAl100-x Schicht wurde auf dem Substrat mittels einer Mehrfach-Sputtervorrichtung nach Beispiel 49 gebildet, und zwar unter Steuerung der an ein Target von Al und V, Nb, Ta, Mo oder W anzulegenden elektrischen Leistung. Zusammensetzungen dieser amorphen Schichten sind in Tabelle 17 gezeigt. Es wurde durch Röntgenbeugung bestätigt, dass jede Schicht amorph war. Wie in Tabelle 17 gezeigt, wurde, falls die atomare Konzentration von V, Nb, Ta, Mo oder W extrem hoch oder niedrig in der amorphen Schicht war, ein inhärenter Halo-Spitzenwert eines amorphen Zustandes nicht beobachtet. Diese Proben wurden erneut in die Sputtervorrichtung gesetzt, und wurden dann durch ein Ar-Plasma gereinigt. Danach wurde ein reiner Al-Film in einer Dicke von 4000 Å abgeschieden. Die (111)-Orientierung hinsichtlich der FWHM des abgeschiedenen Al-Dünnfilms wurde durch Röntgenbeugung untersucht. Die Resultate sind ebenfalls in Tabelle 17 gezeigt. Eine Fähigkeit der amorphen Schicht zum Steuern der (111)-Orientierung wurde bestätigt. Darauffolgend wurden diese Dünnfilme durch standardmäßige PEP- und RIE-Schritte in ein Muster mit einer 0,8 μm breiten Verdrahtung, wie in 15 gezeigt, für einen beschleunigten Elektromigrations-test (EM) verarbeitet. Der beschleunigte EM-Test wurde unter folgenden Bedingungen durchgeführt, einer Testtemperatur von 200°C, einer Stromdichte von 2 × 106 A/cm2. Wenn der elektrische Widerstand der Verdrahtung um 10% des Widerstandes unmittelbar nach dem Start des Testes stieg, wurde beurteilt, dass dieser Anstieg ein Verdrahtungsausfall ist. Wie aus Tabelle 17 klar erscheint, wurde in den Al-Verdrahtungen, welche auf den amorphen unterliegenden Filmen gebildet wurden, kein Ausfall beobachtet, und zwar sogar nach einer verstrichenen Zeit von 1000 Stunden. Dies zeigt, dass diese Al-Verdrahtungen eine extreme Dauerhaftigkeit gegenüber Elektromigration aufwiesen. Als ein Vergleichsbeispiel wurde Al direkt auf dem thermischen Oxidfilm ohne Abscheidung eines amorphen Unterfilms gebildet und in dasselbe Muster für einen beschleunigten EM-Test verarbeitet. Unter denselben Testbedingungen wurden in diesen Vergleichsbeispielen Ausfälle innerhalb von 10 Stunden beobachtet. TABELLE 17 VxAl100-x
    Figure 00560001
    NbxAl100-x
    Figure 00560002
    TaxAl100-x
    Figure 00560003
    MoxAl100-x
    Figure 00570001
    WxAl100-x
    Figure 00570002
    • FWHM:
    volle Breite bei halbem Maximum
    EM-Dauerhaftigkeit:
    (Testtemperatur; 200°C; Stromdichte, 2 × 106 A/cm2)
    o:
    Dauerhaftigkeit von 1000 Stunden oder mehr;
    Δ:
    Dauerhaftigkeit von 500 Stunden oder mehr, aber nicht mehr als 1000 Stunden;
    x:
    Dauerhaftigkeit von 500 Stunden oder weniger;
  • Zusammensetzung in Atomprozent-Einheit.
  • BEISPIEL 54
  • Beispiel 54 soll zum Verständnis der vorliegenden Erfindung beitragen.
  • Ein 1000 Å dicker thermischer Oxidfilm wurde auf einem Si(100)-Substrat mit sechs Inch gebildet. Filme verschiedener Legierungszusammensetzungen, wie in Tabelle 18(a) bis (n) gezeigt, wurden in einer Dicke 1000 Å unter Verwendung eines Mosaiktargets oder einer Mehrfach-Simultan-Sputterung gebildet. Unter Beibehaltung des Vakuums wurde ein Cu-Film kontinuierlich in einer Dicke von 4000 Å gebildet und dann einer thermischen Behandlung bei 450°C 30 Minuten lang unterzogen. Eine Schwankungskurve von Cu(111)-Cu wurde durch Röntgenbeugung gemessen, um die Kristallorientierung des so gebildeten Cu-Films zu untersuchen. Die FWHMs wurden in Tabelle 18(a) bis (n) gezeigt.
  • Zum Untersuchen der Kristalleigenschaften der darunterliegenden Filme wurden Proben, die nur mit dem unterliegenden Materialien hergestellt wurden, durch Röntgen-beugung untersucht. Es wurde bestätigt, ob es einen durch einen existierenden amorphen Zustand verursuchten Halo-Spitzenwert gab oder nicht.
  • Die Bedingungen für die Cu-Filmbildung durch nachstehend gezeigt.
    Vakuumgrad: weniger als 1 × 10–7 Ton
    Ar-Gasdruck: 1.0 × 10–3 Ton
    100 MHz RF-Ausgangsleistung: 400 W
    Kathodenvorspannungsspannung: –300 V
    Filmabscheidungsrate: 40 Å/sek.
  • Die Zusammensetzung eines unterliegenden Films, welcher durch Verwendung eines Targets von schlechter Reinheit erzielt wurde war im schlechtesten Fall 3 N. Ein Element derselben Gruppe (beispielsweise Ta gegenüber Nb) wurde hauptsächlich als Verunreinigung enthalten, und es war schwierig, dass das Element zur Zeit der Reinigung isoliert wurde. Jedoch beeinflußt dies weder die amorphe Bildbarkeit des darunterliegenden Films noch die Kristallorientierung von Kupfer darauf in widriger Art und Weise.
  • Zum Untersuchen der Zuverlässigkeit der Cu-Verdrahtung wurde ein 3 mm dicker SiO2-Film auf dem Siliziumsubstrat gebildet, und dann wurde die Nute einer elektrischen 4-Anschluß-Widerstandsmessungsmusters auf dem SiO2-Film vorgesehen, wie in 31 gezeigt, und zwar durch PEP- und RIE-Schritte. Ein Widerstandsmeßteil hatte eine Nute von 1,0 μm Breite, 45001 Tiefe und 1 mm Länge.
  • Nach der obigen SiO2-Verarbeitung wurden die verschiedenen Unterfilme in einer Dicke von 500 Å durch kollimiertes Sputtern gebildet. Darauffolgend wurde ein Cu-Film in einer Dicke von 6000 Å gebildet und einer thermischen Behandlung bei 450°C 30 Minuten lang unterzogen. Übermäßiges Cu wurde durch chemisch-mechanisches Polieren (CMP) entfernt, um eine Probe für einen Zuverlässigkeitstest zu erhalten.
  • Der Zuverlässigkeitstest wurde bei einer Testtemperatur von 300°C bei einer Stromdichte von 2 × 106 A/cm2 unter Vakuum durchgeführt. Die Resultate wurden ebenfalls in Tabelle 18 gezeigt. Falls der elektrische Widerstand der Verdrahtung nach der thermischen Behandlung in den spezifischen Widerstandswert umgewandelt wurde, war der Wert etwa 1,7 μΩcm. Dieser Wert war im wesentlichen derselbe wie ein Bulkwert von Cu. Dementsprechend zeigte dies, dass die thermische Behandlung keine Reaktion zwischen dem unter liegenden Film und Cu verursachte. Weiterhin kann, obwohl die thermische Behandlung dieses Beispiels unter Vakuum durchgeführt wurde, die thermische Behandlung bei einer Wasserstoffatmosphäre oder einer Mischung von Wasserstoff und Stickstoffgas (Formiergas) durchgeführt werden. Weiterhin braucht, obwohl in diesem Beispiel ein Cu-Film kontinuierlich nach der Bildung eines Unterfilms gebildet wurde, der Cu-Film nicht unmittelbar nach der Bildung des Unterfilms gebildet zu werden. Das heißt nach der Bildung des Unterfilms kann die Probe gegenüber der Luft freigesetzt werden und einer Plasmareinigung des Unterfilms im Vakuum zum Entfernen eines natürlichen Oxidfilms, gefolgt von der Bildung des Cu-Films, unterzogen werden.
  • Eines von den Elementen Ti, Zr, Hf V, Nb, Ta oder Cr wurde den unterliegenden Film in einer Menge von 1 bis 10 Atomprozent unter Beibehaltung der amorphen Bildbarkeit hinzugefügt. Nach der Bildung der Cu-Verdrahtung wurde die Probe auf 600 bis 750°C in einer NH3- oder N2-Atmosphäre zum Bilden eines Nitridfilms auf der Cu-Verdrahtungs-oberfläche und in der Schnittstelle zwischen dem unterliegenden Film und dem Cu-Film erwärmt. Daraus resultierend stieg sogar nach einer Bildung eines TEOS-Isolierfilms der elektrische Widerstand nicht, und die Oxidation der Cu-Verdrahtung war bemerkenswerter Weise reduziert.
  • Falls eine Vorspannung von –20 bis –50 V an ein Substrat zur Zeit der Bildung eines Cu-Films angelegt wurde, wurde die Orientierung des Cu-Films verbessert, und ein Zusammen-setzungsbereich zum ermöglichen einer exzellenten EM-Dauerhaftigkeit war vergrößert, wie in Tabelle 18 (m) gezeigt (ein Substratvorspannung betrug –30 V).
  • Als Vergleichsbeispiele wurden Resultate der Cu-Filme ohne einen Unterfilm in Tabelle 18 (1) und (m) gezeigt.
  • TABELLE 18(a) TiXCu100-x
    Figure 00590001
  • TABELLE 18(b) ZrxCu100-x
    Figure 00590002
  • TABELLE 18(c) HfxCu100-x
    Figure 00590003
  • TABELLE 18 (d) yxCu100-x
    Figure 00590004
  • TABELLE 18(e) VxCO100-x
    Figure 00590005
  • TABELLE 18(f) NbxCr100-x
    Figure 00600001
  • TABELLE 18(g) CoxNb100-x
    Figure 00600002
  • TABELLE 18 (h) TaxCr100-x
    Figure 00600003
  • TABELLE 18(i) TaxCo100-x
    Figure 00600004
  • TABELLE 18(j) CrxCo100-x
    Figure 00600005
  • TABELLE 18(k) MoxCo100-x
    Figure 00600006
  • TABELLE 18(l) VxCo100-x
    Figure 00610001
  • TABELLE 18(m) WxCo100-x
    Figure 00610002
  • TABELLE 18(n) TaxCu100-x
    Figure 00610003
  • Tabelle 18(a) bis 18 (n)
    • FWHM:
      Volle Breite bei halbem Maximum
      EM-Dauerhaftigkeit:
      (Testtemperatur, 300°C; Stromdichte, 2 × 106 A/cm2)
      o:
      Dauerhaftigkeit 1000 Stunden oder mehr;
      Δ:
      Dauerhaftigkeit von 500 Stunden oder mehr, aber nicht mehr als 1000 Stunden;
      x:
      Dauerhaftigkeit von 500 Stunden oder weniger;
  • Zusammensetzung in Atomprozent-Einheit.
  • BEISPIEL 55
  • Beispiel 55 soll zum Verständnis der vorliegenden Erfindung beitragen.
  • Nuten mit einer Tiefe von 2000 Å und einer Breite von 1 μm in einer ähnlichen Form zu derjenigen, die in 30(a) gezeigt ist, wurden auf einem Siliziumwafer von sechs-Inch mit einem 4000 Å thermischen Oxidfilm gebildet. Al wurde mit einer Dicke von 2000 Å auf diesem Substrat aufgebracht. Bei der Al Dampfablagerung betrug eine K-Zellen-Temperatur 1200°C und eine Substrattemperatur war die Raumtemperatur. Die al Filmmorphologie wurde durch ein SEM beobachtet. Es wurde festgestellt, dass Al gleichförmig auf den Nuten und der anderen SiO2 Oberfläche außer den Nuten aufgebracht war, genauso wie der Al Film, der in 30(b) gezeigt ist.
  • Ferner wurde Al mit einer Dicke von 2000 Å auf einem ähnlichen Substrat mit Nuten unter den obigen Bedingungen aufgebracht. Eine Substrattemperatur war Raumtemperatur. Danach wurde unter Beibehaltung des Vakuums eine thermische Behandlung bei 400°C über 3 Stunden ausgeführt. Es wurde festgestellt, dass die Nuten des Substrats im wesentlichen vollständig mit Al gefüllt waren, während Al kaum auf der anderen SiO, Oberfläche aus den Nuten verblieb, wie bei dem Al Film, der in 30(c) gezeigt ist.
  • Als nächstes wurde Al auf einem ähnlichen Substrat mit Nuten in Dicken von 2000 Å aufgebracht und IML von Bi wurde gleichzeitig am Beginn der Al Ablagerung aufgebracht. Die Bi Dampfaufbringungsbedingungen waren ähnlich zu denjenigen des Beispiels 31. Die Al Dampfaufbringungsbedingungen sind oben gezeigt. Eine Substrattemperatur war die Raumtemperatur. Danach wurde unter Beibehaltung des Vakuums eine thermische Behandlung bei 200 °C über 3 Stunden ausgeführt. Es wurde festgestellt, dass die Nuten des Substrats im wesentlichen vollständig mit Al gefüllt waren, während Al kaum auf der SiO2 Oberfläche abgesehen von den Nuten verblieb, wie in 30(d) gezeigt.
  • Für den Fall von Ga, In, Cd, Sn, Pb oder Tl wurden ähnliche Ergebnisse erhalten.

Claims (9)

  1. Elektronische Einrichtung, umfassend: ein Substrat; einen amorphen Dünnfilm, der auf dem Substrat gebildet ist, wobei der amorphe Dünnfilm eine geordnete Struktur über einem kurzen Bereich aufweist; und eine Metallverdrahtung, die auf der Oberfläche des amorphen Films gebildet ist; wobei die Metallverdrahtung aus hochorientierten Polykristallen gebildet ist, bei denen wenigstens die Hälfte von sämtlichen Korngrenzen kleinwinklige Korngrenzen, die eine geringe Grenzenenergie aufweisen, Koinzidenzgrenzen mit einem Σ Wert von 10 oder weniger, und Korngrenzen mit einer relativen Fehlorientierung von 3° oder weniger von den Koinzidenzgrenzen sind, wobei die kleinwinkligen Korngrenzen definiert sind als eine der folgenden: Korngrenzen mit einer relativen Fehlorientierung von 10° oder weniger zwischen Orientierungsachsen von benachbarten Kristallkörnern, wobei die kleinwinkligen Korngrenzen wenigstens welche sind, die aus geneigten Korngrenzen, verwundenen Grenzen, und gemischten Grenzen davon gewählt sind und wobei der atomare Zwischenabstand der geordneten Struktur des amorphen Dünnfilms ungefähr mit dem Abstand von denjenigen Kristallebenen der Metallverdrahtung übereinstimmt, die Atome umfassen, die durch den ersten nächstliegenden atomaren Zwischenabstand getrennt sind.
  2. Elektronische Einrichtung nach Anspruch 1, wobei die Metallverdrahtung hauptsächlich aus einem Metall gebildet ist, das aus der Gruppe gewählt ist, die aus Al, Cu, Au, Ag und W besteht.
  3. Elektronische Einrichtung nach Anspruch 1, wobei die Metallverdrahtung eine Legierung umfasst, die aus der Gruppe gebildet ist, die eine Al-Cu Legierung, eine Al-Ti Legierung, eine Al-Cr Legierung, eine Al-Ta Legierung, eine Al-Mg Legierung, eine Al-In Legierung, eine Al-Li Legierung, eine Cu-Be Legierung, eine Cu-Ag Legierung, eine Au-Pt Legierung, eine Au-Ag Legierung, eine Au-Pd Legierung, und eine Au-Cu Legierung umfasst.
  4. Elektronische Einrichtung nach Anspruch 3, wobei die Legierung ferner Si in einer Menge von 1 Gewichts-% oder weniger umfasst.
  5. Elektronische Einrichtung nach Anspruch 1, wobei die Korngrenzen ein Element enthalten, das für den Fall einer Verwendung von Al oder einer Al Legierung für die Metallverdrahtung aus Ga, In, Cd, Bi, Pb, Sn und Tl gewählt ist.
  6. Elektronische Einrichtung nach Anspruch 1, ferner umfassend: ein Anschlussfleck-Teil, das auf dem Substrat gebildet ist, mit der Metallverdrahtung verbunden ist, und aus einer Ansammlung von feinen Leitungen gebildet ist, die sukzessiv von der Metallverdrahtung abgezweigt sind, wobei das Anschlussfleck-Teil aus hochorientierten Polykristallen, bei denen wenigstens die Hälfte von sämtlichen Korngrenzen kleinwinklige Korngrenzen, die eine geringe Grenzenenergie aufweisen, Koinzidenzgrenzen mit einem Σ Wert von 10 oder weniger, und Korngrenzen mit einer relativen Fehlorientierung von 3° oder weniger von den Koinzidenzgrenzen sind, wobei die kleinwinkligen Korngrenzen definiert sind als eine der folgenden: Korngrenzen mit einer relativen Fehlorientierung von 10° oder weniger zwischen Orientierungsachsen von benachbarten Kristallkörnern, wobei die kleinwinkligen Korngrenzen wenigstens welche sind, die aus geneigten Korngrenzen, verwundenen Grenzen, und gemischten Grenzen davon gewählt sind, oder aus einem Einzelkristall gebildet ist.
  7. Elektronische Einrichtung nach Anspruch 6, wobei die Breite von jeder der feinen Leitungen breiter als diejenige der Metallverdrahtung ist.
  8. Elektronische Einrichtung nach Anspruch 6, wobei jede der abgezweigten feinen Leitungen mit einer feinen Verbindungsleitung verbunden ist, die senkrecht zu den abgezweigten feinen Leitungen verläuft.
  9. Elektronische Einrichtung nach Anspruch 6, wobei die Metallverdrahtung und das Anschlussfleck-Teil aus den hochorientierten Polykristallen gebildet ist und die Polykristalle in einer derartigen Weise orientiert sind, dass ein zwischen der normalen Leitungsrichtung der geschlossen-gepackten Ebene von jedem Kristallkorn und der normalen Leitungsrichtung der Bodenfläche der Metallverdrahtung gebildete Winkel 80 Grad oder weniger ist.
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