JP3219996B2 - 半導体装置及びその製造方法 - Google Patents
半導体装置及びその製造方法Info
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Classifications
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- H01—ELECTRIC ELEMENTS
- H01L—SEMICONDUCTOR DEVICES NOT COVERED BY CLASS H10
- H01L29/00—Semiconductor devices specially adapted for rectifying, amplifying, oscillating or switching and having potential barriers; Capacitors or resistors having potential barriers, e.g. a PN-junction depletion layer or carrier concentration layer; Details of semiconductor bodies or of electrodes thereof ; Multistep manufacturing processes therefor
- H01L29/40—Electrodes ; Multistep manufacturing processes therefor
- H01L29/43—Electrodes ; Multistep manufacturing processes therefor characterised by the materials of which they are formed
- H01L29/45—Ohmic electrodes
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- H01L21/04—Manufacture or treatment of semiconductor devices or of parts thereof the devices having potential barriers, e.g. a PN junction, depletion layer or carrier concentration layer
- H01L21/18—Manufacture or treatment of semiconductor devices or of parts thereof the devices having potential barriers, e.g. a PN junction, depletion layer or carrier concentration layer the devices having semiconductor bodies comprising elements of Group IV of the Periodic Table or AIIIBV compounds with or without impurities, e.g. doping materials
- H01L21/28—Manufacture of electrodes on semiconductor bodies using processes or apparatus not provided for in groups H01L21/20 - H01L21/268
- H01L21/283—Deposition of conductive or insulating materials for electrodes conducting electric current
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Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、金属導電性を有す
る電極とシリコン表面層とにより形成されるコンタクト
を有する半導体装置及びその製造方法に関し、特に、結
晶歪を有するように高濃度に不純物を含有するシリコン
表面層の構造及びその製造方法、並びに浅い拡散層上に
コンタクトを形成する方法に関する。
る電極とシリコン表面層とにより形成されるコンタクト
を有する半導体装置及びその製造方法に関し、特に、結
晶歪を有するように高濃度に不純物を含有するシリコン
表面層の構造及びその製造方法、並びに浅い拡散層上に
コンタクトを形成する方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】ＭＯＳ集積回路を構成する半導体装置の
微細化に伴い、ゲート電極及びソース／ドレイン領域の
層抵抗以外に、金属配線と半導体層とのコンタクト（接
触抵抗）抵抗の増大が大きな問題となってくる。０．１
μｍ世代のトランジスタではゲートの長さ（ゲート長）
が０．１μｍと小さくなるため、チャネル部分のＯＮ抵
抗は５００Ω程度以下になる。一方コンタクト抵抗の方
は、コンタクトサイズが１０-10 ｃｍ2 と小さくなるた
め、従来用いられている単位面積当たりのコンタクト抵
抗（コンタクト抵抗率）の値１０-6〜１０-7Ωｃｍ2 を
用いた場合には、コンタクト１個あたりのコンタクト抵
抗が１ｋΩ〜１０ｋΩのオーダーになる。それ故に、本
来寄生抵抗であるはずのコンタクト抵抗がチャネル抵抗
を上回って支配的になり、半導体装置のスピードを律速
してしまう。装置の性能に悪い影響を及ぼさないように
するためには、コンタクト抵抗の値はチャネル抵抗の２
０％以下にすることが必要である。
微細化に伴い、ゲート電極及びソース／ドレイン領域の
層抵抗以外に、金属配線と半導体層とのコンタクト（接
触抵抗）抵抗の増大が大きな問題となってくる。０．１
μｍ世代のトランジスタではゲートの長さ（ゲート長）
が０．１μｍと小さくなるため、チャネル部分のＯＮ抵
抗は５００Ω程度以下になる。一方コンタクト抵抗の方
は、コンタクトサイズが１０-10 ｃｍ2 と小さくなるた
め、従来用いられている単位面積当たりのコンタクト抵
抗（コンタクト抵抗率）の値１０-6〜１０-7Ωｃｍ2 を
用いた場合には、コンタクト１個あたりのコンタクト抵
抗が１ｋΩ〜１０ｋΩのオーダーになる。それ故に、本
来寄生抵抗であるはずのコンタクト抵抗がチャネル抵抗
を上回って支配的になり、半導体装置のスピードを律速
してしまう。装置の性能に悪い影響を及ぼさないように
するためには、コンタクト抵抗の値はチャネル抵抗の２
０％以下にすることが必要である。
【０００３】一般にコンタクト抵抗率は、金属と半導体
との間のショットキー障壁高さと半導体中の電気的に活
性な不純物の濃度（キャリア濃度（電子または正孔濃
度））によって決定される。コンタクト抵抗率を低減す
る為には、ショットキー障壁高さは小さい方が好まし
く、また不純物の濃度は高い方が好ましいことは電界放
出トンネリング論理から容易に予想される。ＡｌとＳｉ
とのコンタクトを考えると、単位面積当たりのコンタク
ト抵抗値が１０-6〜１０-7Ωｃｍ2 程度では、電気的に
活性な不純物の濃度を１０20ｃｍ-3から２×１０20ｃｍ
-3にすることによって、ショットキー障壁高さを０．２
５ｅＶ減少させたのと同様に１桁程度のコンタクト抵抗
低減効果がある。
との間のショットキー障壁高さと半導体中の電気的に活
性な不純物の濃度（キャリア濃度（電子または正孔濃
度））によって決定される。コンタクト抵抗率を低減す
る為には、ショットキー障壁高さは小さい方が好まし
く、また不純物の濃度は高い方が好ましいことは電界放
出トンネリング論理から容易に予想される。ＡｌとＳｉ
とのコンタクトを考えると、単位面積当たりのコンタク
ト抵抗値が１０-6〜１０-7Ωｃｍ2 程度では、電気的に
活性な不純物の濃度を１０20ｃｍ-3から２×１０20ｃｍ
-3にすることによって、ショットキー障壁高さを０．２
５ｅＶ減少させたのと同様に１桁程度のコンタクト抵抗
低減効果がある。
【０００４】ショットキー障壁を０．２５ｅＶ減少させ
るためには電極材料を変えて仕事関数を変化させること
が必要であるが、ｐ型Ｓｉに対してショットキー障壁を
減少させることは、ｎ型Ｓｉに対してショットキー障壁
を増加させることを意味する。従って、コンタクト抵抗
を減少させるためには、半導体中の電気的に活性な不純
物の濃度を高める方法が有効であり、これまでにいくつ
かの方法が開発されている。これまで提案されている従
来例を以下に示す。
るためには電極材料を変えて仕事関数を変化させること
が必要であるが、ｐ型Ｓｉに対してショットキー障壁を
減少させることは、ｎ型Ｓｉに対してショットキー障壁
を増加させることを意味する。従って、コンタクト抵抗
を減少させるためには、半導体中の電気的に活性な不純
物の濃度を高める方法が有効であり、これまでにいくつ
かの方法が開発されている。これまで提案されている従
来例を以下に示す。
【０００５】最初に、高温短時間熱処理で電気的に活性
な不純物濃度を高める方法について説明する。
な不純物濃度を高める方法について説明する。
【０００６】半導体基板に不純物を１０14〜１０15ｃｍ
-2程度の注入量でイオン注入した後、結晶回復させるた
めに窒素雰囲気で高温短時間（８００〜１０５０℃、２
０〜６０秒）熱処理を行い、電気的に活性化した高濃度
不純物層を形成する方法がある。しかし、この方法で
は、熱処理温度における固溶限界濃度以上に活性な不純
物の濃度を高めることはできない。例えばＳｉ中のＢで
は２×１０20ｃｍ-3以上の高濃度活性化を行うことは困
難である。この場合のＡｌとＳｉのコンタクト抵抗はせ
いぜい１０-7Ωｃｍ2 程度であり、これ以上の低抵抗化
は望めない。また熱処理の高温化及び長時間化は、不純
物拡散を引き起こすため、浅い不純物拡散層の形成は極
めて困難なものとなる。従って、浅い拡散層の形成と、
高濃度活性化を両立させることはできず、十分にコンタ
クト抵抗を下げることは困難である。
-2程度の注入量でイオン注入した後、結晶回復させるた
めに窒素雰囲気で高温短時間（８００〜１０５０℃、２
０〜６０秒）熱処理を行い、電気的に活性化した高濃度
不純物層を形成する方法がある。しかし、この方法で
は、熱処理温度における固溶限界濃度以上に活性な不純
物の濃度を高めることはできない。例えばＳｉ中のＢで
は２×１０20ｃｍ-3以上の高濃度活性化を行うことは困
難である。この場合のＡｌとＳｉのコンタクト抵抗はせ
いぜい１０-7Ωｃｍ2 程度であり、これ以上の低抵抗化
は望めない。また熱処理の高温化及び長時間化は、不純
物拡散を引き起こすため、浅い不純物拡散層の形成は極
めて困難なものとなる。従って、浅い拡散層の形成と、
高濃度活性化を両立させることはできず、十分にコンタ
クト抵抗を下げることは困難である。
【０００７】一方、シリコン基板にＢを１０16ｃｍ-2以
上イオン注入し、Ｂ12を形成することによって、２×１
０20ｃｍ-3以上のＢ活性化濃度に相当するキャリア（正
孔）濃度を得ることが可能であり、これは、米国特許
５，４１３，９４３号に記載されている。この方法に従
えば、コンタクト抵抗率は２×１０-8Ωｃｍ2 程度まで
低減できるが、１０-8Ωｃｍ2 未満のコンタクト抵抗率
を得ることは極めて困難である。
上イオン注入し、Ｂ12を形成することによって、２×１
０20ｃｍ-3以上のＢ活性化濃度に相当するキャリア（正
孔）濃度を得ることが可能であり、これは、米国特許
５，４１３，９４３号に記載されている。この方法に従
えば、コンタクト抵抗率は２×１０-8Ωｃｍ2 程度まで
低減できるが、１０-8Ωｃｍ2 未満のコンタクト抵抗率
を得ることは極めて困難である。
【０００８】上述の２つの事例とは別に、シリコン基板
の導電性に殆ど影響を与えないＳｉ+ やＧｅ+ などＳｉ
基板中では電気的に中性な粒子を、ドーパントに先だっ
て１０14〜１０15ｃｍ-2程度イオン注入することによっ
て、Ｓｉ基板表面層を非晶質（アモルファス）化し、し
かる後に所望の導電型となるＢなどの元素を１０14〜１
０15ｃｍ-2程度イオン注入するプリアモルファス化法が
知られている。この方法の目的はＳｉ+ やＧｅ+ による
プリアモルファス化によって、Ｂなどの質量の小さい元
素のチャネリングを防止することである。
の導電性に殆ど影響を与えないＳｉ+ やＧｅ+ などＳｉ
基板中では電気的に中性な粒子を、ドーパントに先だっ
て１０14〜１０15ｃｍ-2程度イオン注入することによっ
て、Ｓｉ基板表面層を非晶質（アモルファス）化し、し
かる後に所望の導電型となるＢなどの元素を１０14〜１
０15ｃｍ-2程度イオン注入するプリアモルファス化法が
知られている。この方法の目的はＳｉ+ やＧｅ+ による
プリアモルファス化によって、Ｂなどの質量の小さい元
素のチャネリングを防止することである。
【０００９】この方法によれば、熱処理後にその熱処理
温度の固溶限界よりも高濃度の活性化不純物濃度が得ら
れる。しかしながら、この場合においても、ＡｌとＳｉ
基板とのコンタクト抵抗率は１０-7ｃｍ2 程度であり、
これ以下の低抵抗化は困難である。また、熱処理温度の
高温化、若しくは熱処理時間の長時間化と共に、活性な
不純物の濃度も低下し、最終的には固溶限界濃度まで低
下してしまい、コンタクト抵抗も高くなるという問題点
がある。
温度の固溶限界よりも高濃度の活性化不純物濃度が得ら
れる。しかしながら、この場合においても、ＡｌとＳｉ
基板とのコンタクト抵抗率は１０-7ｃｍ2 程度であり、
これ以下の低抵抗化は困難である。また、熱処理温度の
高温化、若しくは熱処理時間の長時間化と共に、活性な
不純物の濃度も低下し、最終的には固溶限界濃度まで低
下してしまい、コンタクト抵抗も高くなるという問題点
がある。
【００１０】また、Ｇｅドーピングに関しては、特開昭
６２−７６５５０号、特開平３−３４５６３０号、特開
平４−９６３２５号、特開平４−２２５５６８号、特開
平５−９０２０８号で提案されている。これら公報に開
示の方法によれば、熱処理によってＧｅドープＳｉ表面
層にＳｉＧｅが形成され、金属とｐ型半導体とのショッ
トキー障壁高さを０．１から０．２ｅＶ程度小さくする
ことが可能となる。また、非晶質状態からの固相成長に
よって、高濃度活性化も可能となり、コンタクト抵抗を
低減することが可能となる。
６２−７６５５０号、特開平３−３４５６３０号、特開
平４−９６３２５号、特開平４−２２５５６８号、特開
平５−９０２０８号で提案されている。これら公報に開
示の方法によれば、熱処理によってＧｅドープＳｉ表面
層にＳｉＧｅが形成され、金属とｐ型半導体とのショッ
トキー障壁高さを０．１から０．２ｅＶ程度小さくする
ことが可能となる。また、非晶質状態からの固相成長に
よって、高濃度活性化も可能となり、コンタクト抵抗を
低減することが可能となる。
【００１１】Ｓｉ中にＧｅを高濃度にドーピングした場
合、Ｇｅの方が原子半径が大きく（Ｓｉの格子定数は
０．５４３ｎｍ、Ｇｅは０．５６６ｎｍ）、Ｓｉ結晶格
子が歪み結晶欠陥の生成要因となる。このため、Ｓｉよ
り原子半径の小さいＢを適量ドーピングして、結晶歪み
を緩和する手法が用いられている。結晶歪みを緩和する
ためには、通常ＳｉとＧｅの再配列が起こりやすい８０
０℃以上の熱処理を行う。しかしながら、これらの手法
で得られるコンタクト抵抗は、せいぜい１０-7Ω・ｃｍ
2 程度であり、０．１μｍ世代のデバイスにおいては１
ｋΩとなってしまう。
合、Ｇｅの方が原子半径が大きく（Ｓｉの格子定数は
０．５４３ｎｍ、Ｇｅは０．５６６ｎｍ）、Ｓｉ結晶格
子が歪み結晶欠陥の生成要因となる。このため、Ｓｉよ
り原子半径の小さいＢを適量ドーピングして、結晶歪み
を緩和する手法が用いられている。結晶歪みを緩和する
ためには、通常ＳｉとＧｅの再配列が起こりやすい８０
０℃以上の熱処理を行う。しかしながら、これらの手法
で得られるコンタクト抵抗は、せいぜい１０-7Ω・ｃｍ
2 程度であり、０．１μｍ世代のデバイスにおいては１
ｋΩとなってしまう。
【００１２】
【発明が解決しようとする課題】本発明は、微細デバイ
スに対応して、接合深さが０．１μｍ以下の拡散層に対
して１０-7Ωｃｍ2 未満のコンタクト抵抗率を実現する
ため、不純物が高濃度で活性化し、且つ接合深さの浅い
不純物拡散層を有する半導体装置及びその製造方法を提
供することを目的とする。
スに対応して、接合深さが０．１μｍ以下の拡散層に対
して１０-7Ωｃｍ2 未満のコンタクト抵抗率を実現する
ため、不純物が高濃度で活性化し、且つ接合深さの浅い
不純物拡散層を有する半導体装置及びその製造方法を提
供することを目的とする。
【００１３】
【課題を解決するための手段】本発明においては、従来
のプリアモルファス化法に比較して１桁大きい注入量で
Ｇｅ等のＳｉより原子半径の大きい元素をイオン注入す
ること、Ｓｉ中の固溶限以上の濃度でＢをイオン注入す
ること、及び低温熱処理を組み合わせることにより、不
純物の高濃度活性化だけでなく、結晶歪みをＳｉ表面層
に導入し、Ｓｉの格子間距離を広げ、キャリアの移動度
が高い結晶状態を形成することにより、コンタクト抵抗
を低減させる。
のプリアモルファス化法に比較して１桁大きい注入量で
Ｇｅ等のＳｉより原子半径の大きい元素をイオン注入す
ること、Ｓｉ中の固溶限以上の濃度でＢをイオン注入す
ること、及び低温熱処理を組み合わせることにより、不
純物の高濃度活性化だけでなく、結晶歪みをＳｉ表面層
に導入し、Ｓｉの格子間距離を広げ、キャリアの移動度
が高い結晶状態を形成することにより、コンタクト抵抗
を低減させる。
【００１４】Ｇｅのダイアモンド格子の格子定数は前述
の通り、Ｓｉと比較して４％程度大きいことが知られて
いる。しかしながら、本発明による実施例では、Ｓｉ原
子密度の１０％程度のＧｅをＳｉ表面層にイオン注入し
た後に、５５０℃程度の低温熱処理を行うことにより、
Ｓｉ基板表面の格子定数が６％以上広がっていることが
見いだされた。この現象は単にＧｅとＳｉとの格子定数
の差によるものでなく、適当な量のＧｅがＳｉ表面層に
分布することにより、Ｇｅ−Ｇｅの結合の頻度が高くな
り、Ｓｉ−Ｓｉの結合を置き換えた構造になり、格子定
数の差（４％）以上に歪みが大きくなったといえる。実
際に、Ｇｅの共有結合半径は０．１２２ｎｍでＳｉの共
有結合半径０．１１１ｎｍと比較して１０％程度大きい
ことから前述のことが裏付けられる。
の通り、Ｓｉと比較して４％程度大きいことが知られて
いる。しかしながら、本発明による実施例では、Ｓｉ原
子密度の１０％程度のＧｅをＳｉ表面層にイオン注入し
た後に、５５０℃程度の低温熱処理を行うことにより、
Ｓｉ基板表面の格子定数が６％以上広がっていることが
見いだされた。この現象は単にＧｅとＳｉとの格子定数
の差によるものでなく、適当な量のＧｅがＳｉ表面層に
分布することにより、Ｇｅ−Ｇｅの結合の頻度が高くな
り、Ｓｉ−Ｓｉの結合を置き換えた構造になり、格子定
数の差（４％）以上に歪みが大きくなったといえる。実
際に、Ｇｅの共有結合半径は０．１２２ｎｍでＳｉの共
有結合半径０．１１１ｎｍと比較して１０％程度大きい
ことから前述のことが裏付けられる。
【００１５】また、キャリア（正孔）の移動度を測定し
た結果、同程度のＧｅ濃度を有する従来技術のＳｉ−Ｇ
ｅと比較して１桁以上大きな移動度になっていることが
判明した。この事実から考えても、本発明による表面歪
みを有する高濃度ＧｅドープＳｉの表面層は従来のＳｉ
−Ｇｅとは全く異なる構造になっていることが明確であ
る。
た結果、同程度のＧｅ濃度を有する従来技術のＳｉ−Ｇ
ｅと比較して１桁以上大きな移動度になっていることが
判明した。この事実から考えても、本発明による表面歪
みを有する高濃度ＧｅドープＳｉの表面層は従来のＳｉ
−Ｇｅとは全く異なる構造になっていることが明確であ
る。
【００１６】また、熱処理温度での固溶限以上に高濃度
にＢが活性化した上記ＧｅドープＳｉは、フェルミ準位
がＳｉ基板の価電子帯（ｖａｌｅｎｃｅ ｂａｎｄ）上
端のエネルギーレベルよりも０．２５ｅＶ以上真空レベ
ルに近い（仕事関数が０．２５ｅＶ以上小さい）ことが
読み取れる。この変化量は同一Ｇｅ濃度のＳｉ−Ｇｅを
用いたときの仕事関数変化量の２倍以上であることが判
明した。
にＢが活性化した上記ＧｅドープＳｉは、フェルミ準位
がＳｉ基板の価電子帯（ｖａｌｅｎｃｅ ｂａｎｄ）上
端のエネルギーレベルよりも０．２５ｅＶ以上真空レベ
ルに近い（仕事関数が０．２５ｅＶ以上小さい）ことが
読み取れる。この変化量は同一Ｇｅ濃度のＳｉ−Ｇｅを
用いたときの仕事関数変化量の２倍以上であることが判
明した。
【００１７】本発明の過程で見いだされた上記一連の事
実の発見は、これまでの半導体技術の延長では予期でき
ないことである。
実の発見は、これまでの半導体技術の延長では予期でき
ないことである。
【００１８】本発明の第１の視点は、半導体装置におい
て、シリコンからなる下地層の表面内に形成され且つキ
ャリアを含有する表面層と、前記表面層との間にコンタ
クトが形成されるように前記表面層上に配設された金属
導電性を有する電極と、を具備し、前記コンタクトにお
けるショットキー障壁の高さを低下させるように、前記
表面層が、格子定数を変化させるための第１不純物を第
１濃度で且つ非熱平衡状態で含有し、前記表面層の格子
定数が、前記第１不純物を前記第１濃度で且つ熱平衡状
態で含有するシリコンの格子定数よりも大きくなるよう
に設定されることを特徴とする。
て、シリコンからなる下地層の表面内に形成され且つキ
ャリアを含有する表面層と、前記表面層との間にコンタ
クトが形成されるように前記表面層上に配設された金属
導電性を有する電極と、を具備し、前記コンタクトにお
けるショットキー障壁の高さを低下させるように、前記
表面層が、格子定数を変化させるための第１不純物を第
１濃度で且つ非熱平衡状態で含有し、前記表面層の格子
定数が、前記第１不純物を前記第１濃度で且つ熱平衡状
態で含有するシリコンの格子定数よりも大きくなるよう
に設定されることを特徴とする。
【００１９】本発明の第２の視点は、第１の視点に係る
半導体装置において、前記表面層内における前記第１不
純物の原子どうしの結合率が、前記第１不純物を前記第
１濃度で且つ熱平衡状態で含有するシリコン内における
前記第１不純物の原子どうしの結合率よりも大きいこと
を特徴とする。
半導体装置において、前記表面層内における前記第１不
純物の原子どうしの結合率が、前記第１不純物を前記第
１濃度で且つ熱平衡状態で含有するシリコン内における
前記第１不純物の原子どうしの結合率よりも大きいこと
を特徴とする。
【００２０】本発明の第３の視点は、第１または２の視
点に係る半導体装置において、前記第１不純物を含有す
ることにより、前記表面層内の前記キャリアの移動度が
シリコン内のそれよりも大きくなることを特徴とする。
点に係る半導体装置において、前記第１不純物を含有す
ることにより、前記表面層内の前記キャリアの移動度が
シリコン内のそれよりも大きくなることを特徴とする。
【００２１】本発明の第４の視点は、第１乃至３のいず
れかの視点に係る半導体装置において、前記第１不純物
が、炭素、ゲルマニウム、錫からなる群から選択された
元素からなることを特徴とする。
れかの視点に係る半導体装置において、前記第１不純物
が、炭素、ゲルマニウム、錫からなる群から選択された
元素からなることを特徴とする。
【００２２】本発明の第５の視点は、第４の視点に係る
半導体装置において、前記表面層が、前記第１不純物と
してゲルマニウムを１×１０21ｃｍ-3以上の濃度で含有
することを特徴とする。
半導体装置において、前記表面層が、前記第１不純物と
してゲルマニウムを１×１０21ｃｍ-3以上の濃度で含有
することを特徴とする。
【００２３】本発明の第６の視点は、第１乃至５のいず
れかの視点に係る半導体装置において、前記表面層が、
前記キャリアを付与するための第２不純物を、シリコン
内における熱平衡状態での固溶限界以上の濃度で含有す
ることを特徴とする。
れかの視点に係る半導体装置において、前記表面層が、
前記キャリアを付与するための第２不純物を、シリコン
内における熱平衡状態での固溶限界以上の濃度で含有す
ることを特徴とする。
【００２４】本発明の第７の視点は、第６の視点に係る
半導体装置において、前記表面層が、前記第２不純物と
して、ボロン、砒素、燐、ガリウム、インジウム、アン
チモンからなる群から選択された電気的に活性な元素を
含有することを特徴とする。
半導体装置において、前記表面層が、前記第２不純物と
して、ボロン、砒素、燐、ガリウム、インジウム、アン
チモンからなる群から選択された電気的に活性な元素を
含有することを特徴とする。
【００２５】本発明の第８の視点は、第７の視点に係る
半導体装置において、前記表面層が、前記第２不純物と
して、電気的に活性なボロンを２×１０20ｃｍ-3以上の
濃度で含有することを特徴とする。
半導体装置において、前記表面層が、前記第２不純物と
して、電気的に活性なボロンを２×１０20ｃｍ-3以上の
濃度で含有することを特徴とする。
【００２６】本発明の第９の視点は、第６の視点に係る
半導体装置において、前記表面層が、前記第１及び第２
不純物として夫々ゲルマニウム及びボロンを含有し、前
記表面層内においてゲルマニウム及びボロンがＧｅ−Ｂ
結合を実質的に含む固溶状態をなすことを特徴とする。
半導体装置において、前記表面層が、前記第１及び第２
不純物として夫々ゲルマニウム及びボロンを含有し、前
記表面層内においてゲルマニウム及びボロンがＧｅ−Ｂ
結合を実質的に含む固溶状態をなすことを特徴とする。
【００２７】本発明の第１０の視点は、第１乃至９のい
ずれかの視点に係る半導体装置の製造方法において、前
記下地層の表面に、前記第１不純物をイオン注入し、非
晶質状態のイオン注入層を形成する工程と、前記イオン
注入層を熱処理して結晶回復を行うことにより前記表面
層とする工程と、を具備し、前記熱処理の温度及び時間
をパラメータとして前記表面層の熱履歴を制御し、前記
非熱平衡状態を得ることを特徴とする。
ずれかの視点に係る半導体装置の製造方法において、前
記下地層の表面に、前記第１不純物をイオン注入し、非
晶質状態のイオン注入層を形成する工程と、前記イオン
注入層を熱処理して結晶回復を行うことにより前記表面
層とする工程と、を具備し、前記熱処理の温度及び時間
をパラメータとして前記表面層の熱履歴を制御し、前記
非熱平衡状態を得ることを特徴とする。
【００２８】本発明の第１１の視点は、シリコンからな
る下地層の表面内に形成され且つキャリアを含有する表
面層を具備する半導体装置の製造方法であって、格子定
数を変化させるための第１不純物としてゲルマニウム
を、前記キャリアを付与するための第２不純物としてボ
ロンを、夫々前記下地層の表面にイオン注入し、イオン
注入層を形成する工程と、前記イオン注入層を熱処理し
て結晶回復を行うことにより前記表面層とする工程と、
を具備し、前記表面層が、ゲルマニウムを１×１０21ｃ
ｍ-3以上の第１濃度で且つ非熱平衡状態で含有し、前記
表面層の格子定数が、ゲルマニウムを前記第１濃度で且
つ熱平衡状態で含有するシリコンの格子定数よりも大き
いことと、前記表面層が、シリコン内における熱平衡状
態での固溶限界以上の濃度でボロンを含有することと、
を満足するように前記イオン注入及び熱処理の条件を設
定することを特徴とする。
る下地層の表面内に形成され且つキャリアを含有する表
面層を具備する半導体装置の製造方法であって、格子定
数を変化させるための第１不純物としてゲルマニウム
を、前記キャリアを付与するための第２不純物としてボ
ロンを、夫々前記下地層の表面にイオン注入し、イオン
注入層を形成する工程と、前記イオン注入層を熱処理し
て結晶回復を行うことにより前記表面層とする工程と、
を具備し、前記表面層が、ゲルマニウムを１×１０21ｃ
ｍ-3以上の第１濃度で且つ非熱平衡状態で含有し、前記
表面層の格子定数が、ゲルマニウムを前記第１濃度で且
つ熱平衡状態で含有するシリコンの格子定数よりも大き
いことと、前記表面層が、シリコン内における熱平衡状
態での固溶限界以上の濃度でボロンを含有することと、
を満足するように前記イオン注入及び熱処理の条件を設
定することを特徴とする。
【００２９】本発明の第１２の視点は、シリコンからな
る下地層の表面内に形成され且つキャリアを含有する表
面層を具備する半導体装置の製造方法であって、前記キ
ャリアの移動度及び格子定数を変化させるための第１不
純物としてゲルマニウムを、前記キャリアを付与するた
めの第２不純物としてボロンを、夫々前記下地層の表面
にイオン注入し、イオン注入層を形成する工程と、前記
イオン注入層を熱処理して結晶回復を行うことにより前
記表面層とする工程と、を具備し、前記表面層が、ゲル
マニウムを１×１０21ｃｍ-3以上の第１濃度で且つ非熱
平衡状態で含有し、前記表面層の格子定数が、ゲルマニ
ウムを前記第１濃度で且つ熱平衡状態で含有するシリコ
ンの格子定数よりも大きいことと、前記表面層が、シリ
コン内における熱平衡状態での固溶限界以上の濃度でボ
ロンを含有することと、前記表面層内においてゲルマニ
ウム及びボロンがＧｅ−Ｂ結合を実質的に含む固溶状態
をなすことと、を満足するように前記イオン注入及び熱
処理の条件を設定することを特徴とする半導体装置の製
造方法。
る下地層の表面内に形成され且つキャリアを含有する表
面層を具備する半導体装置の製造方法であって、前記キ
ャリアの移動度及び格子定数を変化させるための第１不
純物としてゲルマニウムを、前記キャリアを付与するた
めの第２不純物としてボロンを、夫々前記下地層の表面
にイオン注入し、イオン注入層を形成する工程と、前記
イオン注入層を熱処理して結晶回復を行うことにより前
記表面層とする工程と、を具備し、前記表面層が、ゲル
マニウムを１×１０21ｃｍ-3以上の第１濃度で且つ非熱
平衡状態で含有し、前記表面層の格子定数が、ゲルマニ
ウムを前記第１濃度で且つ熱平衡状態で含有するシリコ
ンの格子定数よりも大きいことと、前記表面層が、シリ
コン内における熱平衡状態での固溶限界以上の濃度でボ
ロンを含有することと、前記表面層内においてゲルマニ
ウム及びボロンがＧｅ−Ｂ結合を実質的に含む固溶状態
をなすことと、を満足するように前記イオン注入及び熱
処理の条件を設定することを特徴とする半導体装置の製
造方法。
【００３０】本発明の第１３の視点は、第１１または１
２の視点に係る半導体装置の製造方法において、前記表
面層上に金属導電性を有する電極を配設する工程を更に
具備し、前記表面層と前記電極との間にコンタクトが形
成されることを特徴とする。
２の視点に係る半導体装置の製造方法において、前記表
面層上に金属導電性を有する電極を配設する工程を更に
具備し、前記表面層と前記電極との間にコンタクトが形
成されることを特徴とする。
【００３１】本発明に係る半導体装置の望ましい態様は
以下の通りである。
以下の通りである。
【００３２】（１）前記表面層の格子定数がシリコンの
格子定数よりも４％より大きくなるように設定される。
格子定数よりも４％より大きくなるように設定される。
【００３３】（２）前記表面層が１００ｎｍ若しくはそ
れより小さな厚さを有する。
れより小さな厚さを有する。
【００３４】（３）前記第２不純物による前記キャリア
の濃度のピークに対応する位置で、前記表面層と前記電
極との間の前記コンタクトが形成される。
の濃度のピークに対応する位置で、前記表面層と前記電
極との間の前記コンタクトが形成される。
【００３５】本発明によれば、第１不純物によりシリコ
ン格子定数よりも、１％望ましくは４％以上格子定数を
大きくできることによって、金属と半導体との仕事関数
の差を変化させることが可能となる。また、本発明によ
れば、第１不純物により表面層内のキャリアの移動度を
シリコン内よりも大きく、例えば、２倍以上望ましくは
１０倍以上大きくできることによって、金属と半導体と
の接触抵抗を低減することが可能となる。従って、本発
明によれば、また、最大キャリア濃度が例えば２×１０
20ｃｍ-3以上の高活性な不純物拡散層を形成することが
可能となる。更に、キャリアを付与するための第２不純
物としてボロンを用いることにより、熱処理によってＧ
ｅ−Ｂ結合、Ｂ−Ｂ結合を表面層内に含有させることが
可能となり、金属と半導体との仕事関数の差を変化させ
ることが可能となる。
ン格子定数よりも、１％望ましくは４％以上格子定数を
大きくできることによって、金属と半導体との仕事関数
の差を変化させることが可能となる。また、本発明によ
れば、第１不純物により表面層内のキャリアの移動度を
シリコン内よりも大きく、例えば、２倍以上望ましくは
１０倍以上大きくできることによって、金属と半導体と
の接触抵抗を低減することが可能となる。従って、本発
明によれば、また、最大キャリア濃度が例えば２×１０
20ｃｍ-3以上の高活性な不純物拡散層を形成することが
可能となる。更に、キャリアを付与するための第２不純
物としてボロンを用いることにより、熱処理によってＧ
ｅ−Ｂ結合、Ｂ−Ｂ結合を表面層内に含有させることが
可能となり、金属と半導体との仕事関数の差を変化させ
ることが可能となる。
【００３６】
【発明の実施の形態】以下、図面を参照して本発明を詳
述する。
述する。
【００３７】図１は、本発明の実施の形態に係る半導体
装置の製造方法の実施例を工程順に示す。
装置の製造方法の実施例を工程順に示す。
【００３８】図１（ｆ）図示の如く、本発明の実施の形
態に係る半導体装置は、下地層であるシリコン基板１の
表面内に形成され且つキャリアを含有する表面層即ち不
純物拡散層４ａと、表面層４ａ上に配設された金属導電
性を有する電極６と、を有する。表面層４ａと電極６と
の間にはコンタクトが形成される。
態に係る半導体装置は、下地層であるシリコン基板１の
表面内に形成され且つキャリアを含有する表面層即ち不
純物拡散層４ａと、表面層４ａ上に配設された金属導電
性を有する電極６と、を有する。表面層４ａと電極６と
の間にはコンタクトが形成される。
【００３９】表面層４ａは、格子定数を変化させるため
の不純物としてゲルマニウムを１×１０21ｃｍ-3以上の
濃度で且つ非熱平衡状態で含有する。表面層４ａの格子
定数は、ゲルマニウムを同じ濃度で且つ熱平衡状態で含
有するシリコンの格子定数よりも大きくなるように設定
される。これにより、表面層４ａと電極６と間に形成さ
れるコンタクトのショットキー障壁の高さを低下させる
ことが可能となる。ここで、表面層４ａ内におけるゲル
マニウム原子どうしの結合率は、ゲルマニウムを同じ濃
度で且つ熱平衡状態で含有するシリコン内におけるゲル
マニウム原子どうしの結合率よりも大きくなる。
の不純物としてゲルマニウムを１×１０21ｃｍ-3以上の
濃度で且つ非熱平衡状態で含有する。表面層４ａの格子
定数は、ゲルマニウムを同じ濃度で且つ熱平衡状態で含
有するシリコンの格子定数よりも大きくなるように設定
される。これにより、表面層４ａと電極６と間に形成さ
れるコンタクトのショットキー障壁の高さを低下させる
ことが可能となる。ここで、表面層４ａ内におけるゲル
マニウム原子どうしの結合率は、ゲルマニウムを同じ濃
度で且つ熱平衡状態で含有するシリコン内におけるゲル
マニウム原子どうしの結合率よりも大きくなる。
【００４０】表面層４ａはまた、キャリアを付与するた
めの不純物として電気的に活性なボロンを、シリコン内
における熱平衡状態での固溶限界以上の濃度で含有す
る。ゲルマニウムを含有することにより、表面層４ａ内
のキャリアの移動度はシリコン内のそれよりも大きくな
る。
めの不純物として電気的に活性なボロンを、シリコン内
における熱平衡状態での固溶限界以上の濃度で含有す
る。ゲルマニウムを含有することにより、表面層４ａ内
のキャリアの移動度はシリコン内のそれよりも大きくな
る。
【００４１】本実施の形態に係る半導体装置の製造方法
の実施例を次に説明する。
の実施例を次に説明する。
【００４２】まず、図１（ａ）図示の如く、単結晶シリ
コン基板１に、ＣＶＤ(Chemical Vapor Deposition) 法
で２００ｎｍの二酸化シリコン膜２を推積した。次に、
図１（ｂ）図示の如く、二酸化シリコン膜２をパターニ
ングし、０．３μｍ×０．３μｍのコンタクト孔３を開
孔した。単結晶シリコン基板１の表面には、例えば燐が
２×１０15ｃｍ-3含まれたｎ型シリコン層が形成されて
いてもよく、この場合、上述の二酸化シリコン膜２のパ
ターニングにより、かかるｎ型シリコン層が露出され
る。
コン基板１に、ＣＶＤ(Chemical Vapor Deposition) 法
で２００ｎｍの二酸化シリコン膜２を推積した。次に、
図１（ｂ）図示の如く、二酸化シリコン膜２をパターニ
ングし、０．３μｍ×０．３μｍのコンタクト孔３を開
孔した。単結晶シリコン基板１の表面には、例えば燐が
２×１０15ｃｍ-3含まれたｎ型シリコン層が形成されて
いてもよく、この場合、上述の二酸化シリコン膜２のパ
ターニングにより、かかるｎ型シリコン層が露出され
る。
【００４３】次に、二酸化シリコン膜２をマスクとして
シリコン基板１に、ゲルマニウム（Ｇｅ）を加速電圧５
０ｋｅＶ、ドーズ量３×１０16ｃｍ-2でイオン注入し
た。これにより、図１（ｃ）図示の如く、基板１に非晶
質状態のイオン注入層４が形成された。更に、イオン注
入層４に、ボロン（Ｂ）を、加速電圧１０ｋｅＶ、ドー
ズ量５×１０15ｃｍ-2でイオン注入した。ここで、ゲル
マニウムはシリコンの結晶を変形させ、シリコンの結晶
の格子定数よりも大きな格子定数を有する結晶を形成す
るための不純物であり、ボロンはキャリアを付与するた
めの不純物である。
シリコン基板１に、ゲルマニウム（Ｇｅ）を加速電圧５
０ｋｅＶ、ドーズ量３×１０16ｃｍ-2でイオン注入し
た。これにより、図１（ｃ）図示の如く、基板１に非晶
質状態のイオン注入層４が形成された。更に、イオン注
入層４に、ボロン（Ｂ）を、加速電圧１０ｋｅＶ、ドー
ズ量５×１０15ｃｍ-2でイオン注入した。ここで、ゲル
マニウムはシリコンの結晶を変形させ、シリコンの結晶
の格子定数よりも大きな格子定数を有する結晶を形成す
るための不純物であり、ボロンはキャリアを付与するた
めの不純物である。
【００４４】この後、加熱炉内の窒素雰囲気中で、５５
０℃で１時間の熱処理を行った。これにより、非晶質状
態のイオン注入層４の結晶回復が行われると共に、イオ
ン注入されたゲルマニウム及びボロンが拡散し、図１
（ｄ）図示の如く、ｐ型の表面層即ち不純物拡散層４ａ
が形成された。加熱炉としては抵抗加熱炉を用いた。
０℃で１時間の熱処理を行った。これにより、非晶質状
態のイオン注入層４の結晶回復が行われると共に、イオ
ン注入されたゲルマニウム及びボロンが拡散し、図１
（ｄ）図示の如く、ｐ型の表面層即ち不純物拡散層４ａ
が形成された。加熱炉としては抵抗加熱炉を用いた。
【００４５】次に、図１（ｅ）図示の如く、基板に厚さ
４００ｎｍのアルミニウム（Ａｌ−１％Ｓｉ）を推積し
て金属膜による導電層５を形成した。導電層５の形成
は、例えばスパッタ法によって行うことができる。
４００ｎｍのアルミニウム（Ａｌ−１％Ｓｉ）を推積し
て金属膜による導電層５を形成した。導電層５の形成
は、例えばスパッタ法によって行うことができる。
【００４６】次に、図１（ｆ）図示の如く、導電層５を
コンタクト孔３に合わせてパターニングし、電極６を形
成した。この後、４５０℃で１５分の熱処理を行い、電
極と半導体とのオーミックコンタクトを形成した。
コンタクト孔３に合わせてパターニングし、電極６を形
成した。この後、４５０℃で１５分の熱処理を行い、電
極と半導体とのオーミックコンタクトを形成した。
【００４７】なお、本発明において、ｐ型の表面層即ち
不純物拡散層４ａを形成するためのイオン注入及び熱処
理の条件は、ゲルマニウムが１×１０21ｃｍ-3以上の濃
度で表面層４ａに含有されると共に、ボロンがシリコン
中における熱平衡状態での固溶限界（２×１０20ｃ
ｍ-3）以上の濃度で同層４ａに含有されるように設定さ
れる。即ち、イオン注入後の熱処理においては、表面層
４ａ内にボロンが過飽和状態で固溶された状態が維持さ
れる。
不純物拡散層４ａを形成するためのイオン注入及び熱処
理の条件は、ゲルマニウムが１×１０21ｃｍ-3以上の濃
度で表面層４ａに含有されると共に、ボロンがシリコン
中における熱平衡状態での固溶限界（２×１０20ｃ
ｍ-3）以上の濃度で同層４ａに含有されるように設定さ
れる。即ち、イオン注入後の熱処理においては、表面層
４ａ内にボロンが過飽和状態で固溶された状態が維持さ
れる。
【００４８】また、本発明において、ｐ型の表面層即ち
不純物拡散層４ａを形成するためのイオン注入及び熱処
理の条件は、表面層４ａ内においてゲルマニウム及びボ
ロンがＧｅ−Ｇｅ結合、Ｇｅ−Ｂ結合、Ｂ−Ｂ結合を支
配的に含むように設定される。また、不純物拡散層４ａ
内の格子定数がシリコンのそれよりも１％以上大きくな
るように設定される。
不純物拡散層４ａを形成するためのイオン注入及び熱処
理の条件は、表面層４ａ内においてゲルマニウム及びボ
ロンがＧｅ−Ｇｅ結合、Ｇｅ−Ｂ結合、Ｂ−Ｂ結合を支
配的に含むように設定される。また、不純物拡散層４ａ
内の格子定数がシリコンのそれよりも１％以上大きくな
るように設定される。
【００４９】ゲルマニウム内におけるキャリアの移動度
はシリコン内のそれよりも大きいため、Ｇｅ−Ｂ結合の
存在及び格子定数の広がりにより、表面層４ａ内のキャ
リアの移動度がシリコン内のそれよりも大きくなる。
はシリコン内のそれよりも大きいため、Ｇｅ−Ｂ結合の
存在及び格子定数の広がりにより、表面層４ａ内のキャ
リアの移動度がシリコン内のそれよりも大きくなる。
【００５０】即ち、本発明においては、イオン注入後に
実施される熱処理の温度及び時間をパラメータとして、
表面層４ａ熱履歴を制御し、表面層４ａ内に含有される
ゲルマニウムの非熱平衡状態を得ている。なお、熱履歴
としては、イオン注入直後の熱処理だけでなく、イオン
注入後に行われる熱処理の全てを考慮することが重要で
ある。
実施される熱処理の温度及び時間をパラメータとして、
表面層４ａ熱履歴を制御し、表面層４ａ内に含有される
ゲルマニウムの非熱平衡状態を得ている。なお、熱履歴
としては、イオン注入直後の熱処理だけでなく、イオン
注入後に行われる熱処理の全てを考慮することが重要で
ある。
【００５１】上述の方法によって形成した実施例のサン
プルＳ１について、アルミニウム電極と不純物拡散層間
のコンタクト抵抗を実測したところ、６．９×１０-9Ω
・ｃｍ2 であった。
プルＳ１について、アルミニウム電極と不純物拡散層間
のコンタクト抵抗を実測したところ、６．９×１０-9Ω
・ｃｍ2 であった。
【００５２】実施例におけるコンタクト抵抗の低減効果
を調べる為に、ゲルマニウムのイオン注入を行わず、ボ
ロンのみを加速電圧１０ｋｅＶ、ドーズ量５×１０15ｃ
ｍ-2でイオン注入し、図１（ｆ）に示すような構造のサ
ンプルＳ２を比較例として形成した。比較例のサンプル
では、イオン注入直後の熱処理として、窒素雰囲気中で
８５０℃で３０分の熱処理を行った。比較例のサンプル
Ｓ２のコンタクト抵抗を実測したところ４×１０-7Ω・
ｃｍ2 であった。
を調べる為に、ゲルマニウムのイオン注入を行わず、ボ
ロンのみを加速電圧１０ｋｅＶ、ドーズ量５×１０15ｃ
ｍ-2でイオン注入し、図１（ｆ）に示すような構造のサ
ンプルＳ２を比較例として形成した。比較例のサンプル
では、イオン注入直後の熱処理として、窒素雰囲気中で
８５０℃で３０分の熱処理を行った。比較例のサンプル
Ｓ２のコンタクト抵抗を実測したところ４×１０-7Ω・
ｃｍ2 であった。
【００５３】上述の結果から、実施例のサンプルＳ１で
は、比較例のサンプルＳ２に比べて、コンタクト抵抗が
著しく低下していることが分かる。また、実施例の方法
において、異なる大きさのコンタクト孔を用いた測定で
も、同様に同じ低抵抗値のコンタクト抵抗が得られこと
が判明した。
は、比較例のサンプルＳ２に比べて、コンタクト抵抗が
著しく低下していることが分かる。また、実施例の方法
において、異なる大きさのコンタクト孔を用いた測定で
も、同様に同じ低抵抗値のコンタクト抵抗が得られこと
が判明した。
【００５４】次に、実施例のサンプルＳ１及び比較例の
サンプルＳ２について、ホール測定によって、コンタク
ト部のキャリア濃度、即ち、電気的に活性な不純物の濃
度の基板深さ方向の分布を調べた。その結果を図２に示
す。図２図示の如く、実施例のサンプルＳ１では最大キ
ャリア濃度として、７×１０20ｃｍ-3という値が得られ
た。基板表面近傍即ちコンタクト部においては２×１０
20ｃｍ-3という値が得られた。これに対し、比較例のサ
ンプルＳ２においては、コンタクト部のキャリア濃度と
して１×１０20ｃｍ-3以下の値しか得られなかった。こ
の実験の結果、実施例のサンプルＳ１では、シリコン中
における熱平衡状態での固溶限界（２×１０20ｃｍ-3）
以上の濃度で電気的に活性な不純物が存在していること
が分かる。
サンプルＳ２について、ホール測定によって、コンタク
ト部のキャリア濃度、即ち、電気的に活性な不純物の濃
度の基板深さ方向の分布を調べた。その結果を図２に示
す。図２図示の如く、実施例のサンプルＳ１では最大キ
ャリア濃度として、７×１０20ｃｍ-3という値が得られ
た。基板表面近傍即ちコンタクト部においては２×１０
20ｃｍ-3という値が得られた。これに対し、比較例のサ
ンプルＳ２においては、コンタクト部のキャリア濃度と
して１×１０20ｃｍ-3以下の値しか得られなかった。こ
の実験の結果、実施例のサンプルＳ１では、シリコン中
における熱平衡状態での固溶限界（２×１０20ｃｍ-3）
以上の濃度で電気的に活性な不純物が存在していること
が分かる。
【００５５】更に、イオン注入後の熱処理の影響を調べ
るため、単結晶シリコン基板にボロンのみをイオン注入
した場合と、ゲルマニウム及びボロンをイオン注入した
場合とにおけるキャリア濃度の深さ方向の分布の熱処理
温度依存性を調べた。ボロンのイオン注入は加速電圧１
０ｋｅＶ、ドーズ量５×１０15ｃｍ-2で行った。ゲルマ
ニウムのイオン注入は加速電圧５０ｋｅＶ、ドーズ量３
×１０16ｃｍ-2で、ボロンのイオン注入前に行った。イ
オン注入後の熱処理は、窒素雰囲気中で、５５０℃〜８
５０℃で１時間行った。図３にボロンのみをイオン注入
した場合のキャリア濃度を示し、図４にゲルマニウム及
びボロンをイオン注入した場合のキャリア濃度を示す。
るため、単結晶シリコン基板にボロンのみをイオン注入
した場合と、ゲルマニウム及びボロンをイオン注入した
場合とにおけるキャリア濃度の深さ方向の分布の熱処理
温度依存性を調べた。ボロンのイオン注入は加速電圧１
０ｋｅＶ、ドーズ量５×１０15ｃｍ-2で行った。ゲルマ
ニウムのイオン注入は加速電圧５０ｋｅＶ、ドーズ量３
×１０16ｃｍ-2で、ボロンのイオン注入前に行った。イ
オン注入後の熱処理は、窒素雰囲気中で、５５０℃〜８
５０℃で１時間行った。図３にボロンのみをイオン注入
した場合のキャリア濃度を示し、図４にゲルマニウム及
びボロンをイオン注入した場合のキャリア濃度を示す。
【００５６】図３図示の如く、ボロンのみをイオン注入
した場合、熱処理温度の高温化に伴ってキャリア濃度が
増加すると共にボロンの基板内方への拡散が見られる。
この場合に得られる最大キャリア濃度は、８５０℃の熱
処理時が最も高く、約２×１０20ｃｍ-3である。
した場合、熱処理温度の高温化に伴ってキャリア濃度が
増加すると共にボロンの基板内方への拡散が見られる。
この場合に得られる最大キャリア濃度は、８５０℃の熱
処理時が最も高く、約２×１０20ｃｍ-3である。
【００５７】これに対して、図４図示の如く、ゲルマニ
ウム及びボロンをイオン注入した場合、熱処理温度の高
温化に伴ってボロンの基板内方への拡散は見られるが、
図３と比べるとボロンの拡散が抑制されていることが分
かる。即ち、シリコンに対して完全固溶体であるゲルマ
ニウムが高濃度に存在することによりボロンが安定化
し、拡散しにくくなる。また、この場合に得られる最大
キャリア濃度は約７×１０20ｃｍ-3と高く、この値は熱
処理温度によらず殆ど同じである。即ち、この実験の結
果、ゲルマニウムを高濃度にイオン注入することによ
り、熱的に安定した高キャリア濃度層が形成できること
が分かる。しかしながら、基板表面近傍即ち、コンタク
ト部のキャリア濃度は２×１０20ｃｍ-3となっているこ
とから、より低抵抗のコンタクトを形成する場合には、
例えば基板をエッチングするなどして、キャリア濃度の
最も高い領域にコンタクト界面を形成することが好まし
い。
ウム及びボロンをイオン注入した場合、熱処理温度の高
温化に伴ってボロンの基板内方への拡散は見られるが、
図３と比べるとボロンの拡散が抑制されていることが分
かる。即ち、シリコンに対して完全固溶体であるゲルマ
ニウムが高濃度に存在することによりボロンが安定化
し、拡散しにくくなる。また、この場合に得られる最大
キャリア濃度は約７×１０20ｃｍ-3と高く、この値は熱
処理温度によらず殆ど同じである。即ち、この実験の結
果、ゲルマニウムを高濃度にイオン注入することによ
り、熱的に安定した高キャリア濃度層が形成できること
が分かる。しかしながら、基板表面近傍即ち、コンタク
ト部のキャリア濃度は２×１０20ｃｍ-3となっているこ
とから、より低抵抗のコンタクトを形成する場合には、
例えば基板をエッチングするなどして、キャリア濃度の
最も高い領域にコンタクト界面を形成することが好まし
い。
【００５８】ところで、上述の実験における最大キャリ
ア濃度がコンタクト部において２×１０20ｃｍ-3である
のに対して、前述の実施例のサンプルＳ１では、６．９
×１０-9Ω・ｃｍ2 という非常に低いコンタクト抵抗が
得られている。この超低抵抗値のコンタクト抵抗は、単
にキャリア濃度の高濃度化だけで得られる値ではない。
即ち、Ａｌ／Ｓｉのショットキー障壁の高さ（仕事関数
差）はｐ型拡散層に対して約０．４５ｅＶであり、キャ
リア濃度が２×１０20ｃｍ-3の時でも、計算上コンタク
ト抵抗は、１×１０-7Ω・ｃｍ2 である。また、ＳｉＧ
ｅが形成されたとしても仕事関数差は、約０．１ｅＶ程
度低くはなるが、上述の超低抵抗のコンタクト抵抗を説
明することはできない。
ア濃度がコンタクト部において２×１０20ｃｍ-3である
のに対して、前述の実施例のサンプルＳ１では、６．９
×１０-9Ω・ｃｍ2 という非常に低いコンタクト抵抗が
得られている。この超低抵抗値のコンタクト抵抗は、単
にキャリア濃度の高濃度化だけで得られる値ではない。
即ち、Ａｌ／Ｓｉのショットキー障壁の高さ（仕事関数
差）はｐ型拡散層に対して約０．４５ｅＶであり、キャ
リア濃度が２×１０20ｃｍ-3の時でも、計算上コンタク
ト抵抗は、１×１０-7Ω・ｃｍ2 である。また、ＳｉＧ
ｅが形成されたとしても仕事関数差は、約０．１ｅＶ程
度低くはなるが、上述の超低抵抗のコンタクト抵抗を説
明することはできない。
【００５９】従って、ゲルマニウムを高濃度にイオン注
入することによって、仕事関数を大幅に変化させるだけ
の結晶変形が起きている可能性がある。そこで、ＦＥ−
ＴＥＭ(Field Emission Transmission Electron micros
cope) により、単結晶シリコン基板に形成された不純物
拡散層のコンタクト界面近傍領域における結晶状態の微
少領域電子線回析像を得た。ここで用いたサンプルは、
ゲルマニウムのイオン注入を加速電圧５０ｋｅＶ、ドー
ズ量３×１０16ｃｍ-2で、ボロンのイオン注入を加速電
圧１０ｋｅＶ、ドーズ量５×１０15ｃｍ-2で夫々行い、
イオン注入後の熱処理を５５０℃で１時間行ったもので
ある。
入することによって、仕事関数を大幅に変化させるだけ
の結晶変形が起きている可能性がある。そこで、ＦＥ−
ＴＥＭ(Field Emission Transmission Electron micros
cope) により、単結晶シリコン基板に形成された不純物
拡散層のコンタクト界面近傍領域における結晶状態の微
少領域電子線回析像を得た。ここで用いたサンプルは、
ゲルマニウムのイオン注入を加速電圧５０ｋｅＶ、ドー
ズ量３×１０16ｃｍ-2で、ボロンのイオン注入を加速電
圧１０ｋｅＶ、ドーズ量５×１０15ｃｍ-2で夫々行い、
イオン注入後の熱処理を５５０℃で１時間行ったもので
ある。
【００６０】上記実験により得られた回析像を図５に模
式的に示す。図５において「○」は基板表面近傍から深
さ約４０ｎｍまでの領域、即ちコンタクト界面近傍領域
の回析像を現し、「●」はより深い領域のシリコン基
板、即ち、ゲルマニウム及びボロンのイオン注入の影響
を受けていないシリコン領域の回析像を現す。
式的に示す。図５において「○」は基板表面近傍から深
さ約４０ｎｍまでの領域、即ちコンタクト界面近傍領域
の回析像を現し、「●」はより深い領域のシリコン基
板、即ち、ゲルマニウム及びボロンのイオン注入の影響
を受けていないシリコン領域の回析像を現す。
【００６１】「○」で現されるコンタクト界面近傍領域
の回析像は、「●」で現されるより深い領域の回析像よ
りも内方に位置している。これはコンタクト界面近傍領
域で格子定数が大きくなっていることを意味する。この
時の格子定数の増大の程度は、カメラ長を含めて見積も
ると、シリコンよりも５％以上大きくなっている計算に
なる。
の回析像は、「●」で現されるより深い領域の回析像よ
りも内方に位置している。これはコンタクト界面近傍領
域で格子定数が大きくなっていることを意味する。この
時の格子定数の増大の程度は、カメラ長を含めて見積も
ると、シリコンよりも５％以上大きくなっている計算に
なる。
【００６２】シリコンの格子定数が０．５４３ｎｍであ
るのに対してゲルマニウムの格子定数は０．５６５ｎｍ
であることから、その差は０．０２２ｎｍである。従っ
て、完全にゲルマニウムの結晶が形成されたとしても、
格子定数はシリコンに対して最大でも４％しか大きくな
らない。このため、上述の５％の格子定数の増大は、シ
リコンゲルマニウムの形成では説明できない結果であ
る。
るのに対してゲルマニウムの格子定数は０．５６５ｎｍ
であることから、その差は０．０２２ｎｍである。従っ
て、完全にゲルマニウムの結晶が形成されたとしても、
格子定数はシリコンに対して最大でも４％しか大きくな
らない。このため、上述の５％の格子定数の増大は、シ
リコンゲルマニウムの形成では説明できない結果であ
る。
【００６３】また、ボロンのみをイオン注入した場合に
ついても同様に回折像を得た。しかしこの場合、格子定
数の変化に起因した回析像の変化は観測されなかった。
ついても同様に回折像を得た。しかしこの場合、格子定
数の変化に起因した回析像の変化は観測されなかった。
【００６４】以上のような実験結果から、ゲルマニウム
を高濃度にイオン注入することによって得られる超低抵
抗値のコンタクト抵抗は、キャリア濃度の高濃度化のみ
ならず、仕事関数を変化させるだけの結晶変形がコンタ
クト界面近傍領域で生じていることにも起因するものと
推測される。
を高濃度にイオン注入することによって得られる超低抵
抗値のコンタクト抵抗は、キャリア濃度の高濃度化のみ
ならず、仕事関数を変化させるだけの結晶変形がコンタ
クト界面近傍領域で生じていることにも起因するものと
推測される。
【００６５】なお、チャネルのＯＮ抵抗と、コンタクト
抵抗の差は、素子サイズが縮小されるのに伴い少なくな
る。近似的には、素子サイズが１／ｋに縮小されると、
チャネルのＯＮ抵抗は変化しないのに対し、コンタクト
抵抗ｋ2 倍になる。従って、半導体装置が微細になるほ
ど、上述の方法によるコンタクト抵抗の低減は一層有効
となる。
抵抗の差は、素子サイズが縮小されるのに伴い少なくな
る。近似的には、素子サイズが１／ｋに縮小されると、
チャネルのＯＮ抵抗は変化しないのに対し、コンタクト
抵抗ｋ2 倍になる。従って、半導体装置が微細になるほ
ど、上述の方法によるコンタクト抵抗の低減は一層有効
となる。
【００６６】次に、ゲルマニウムのイオン注入における
ドーズ量と、不純物拡散層のシート抵抗との関係を調べ
た。ゲルマニウムのイオン注入を行う場合は、加速電圧
５０ｋｅＶ、ドーズ量５×１０15ｃｍ-2〜３×１０16ｃ
ｍ-2の条件で行った。ボロンのイオン注入は、加速電圧
１０ｋｅＶ、ドーズ量５×１０15ｃｍ-2で、ゲルマニウ
ムのイオン注入後に行った。イオン注入後の熱処理は、
窒素雰囲気中で、５５０℃〜８５０℃で１時間行った。
このようにして単結晶シリコン基板に形成された不純物
拡散層のシート抵抗を測定した。その結果を図６に示
す。
ドーズ量と、不純物拡散層のシート抵抗との関係を調べ
た。ゲルマニウムのイオン注入を行う場合は、加速電圧
５０ｋｅＶ、ドーズ量５×１０15ｃｍ-2〜３×１０16ｃ
ｍ-2の条件で行った。ボロンのイオン注入は、加速電圧
１０ｋｅＶ、ドーズ量５×１０15ｃｍ-2で、ゲルマニウ
ムのイオン注入後に行った。イオン注入後の熱処理は、
窒素雰囲気中で、５５０℃〜８５０℃で１時間行った。
このようにして単結晶シリコン基板に形成された不純物
拡散層のシート抵抗を測定した。その結果を図６に示
す。
【００６７】図６から、ゲルマニウムのドーズ量の増加
に伴い、シート抵抗が低下していることが分かる。ゲル
マニウムのドーズ量が５×１０15ｃｍ-2の場合若しくは
ゲルマニウムのイオン注入を行わない場合、、シート抵
抗に熱処理温度依存性が見られ、熱処理温度が高いほど
シート抵抗の値が低いことが分かる。一方、ゲルマニウ
ムのドーズ量を１×１０16ｃｍ-2以上とすることによ
り、５５０℃の低温熱処理でも１００Ω／□と低いシー
ト抵抗が得られ、また、熱処理温度依存性もほとんど見
られなくなることが分かる。
に伴い、シート抵抗が低下していることが分かる。ゲル
マニウムのドーズ量が５×１０15ｃｍ-2の場合若しくは
ゲルマニウムのイオン注入を行わない場合、、シート抵
抗に熱処理温度依存性が見られ、熱処理温度が高いほど
シート抵抗の値が低いことが分かる。一方、ゲルマニウ
ムのドーズ量を１×１０16ｃｍ-2以上とすることによ
り、５５０℃の低温熱処理でも１００Ω／□と低いシー
ト抵抗が得られ、また、熱処理温度依存性もほとんど見
られなくなることが分かる。
【００６８】この結果は、従来技術で述べたプリアモル
ファス化の効果ではなく、高濃度のゲルマニウムが存在
することによる効果である。単なるプリアモルファス化
の効果であるならば、ドーズ量は１×１０15ｃｍ-2でも
十分に非晶質層が形成できる。本発明においては、ゲル
マニウムのドーズ量が１×１０16ｃｍ-2以上、濃度が１
×１０21ｃｍ-3以上において超低抵抗値のシート抵抗が
得られる。
ファス化の効果ではなく、高濃度のゲルマニウムが存在
することによる効果である。単なるプリアモルファス化
の効果であるならば、ドーズ量は１×１０15ｃｍ-2でも
十分に非晶質層が形成できる。本発明においては、ゲル
マニウムのドーズ量が１×１０16ｃｍ-2以上、濃度が１
×１０21ｃｍ-3以上において超低抵抗値のシート抵抗が
得られる。
【００６９】次に、コンタクト抵抗とゲルマニウム濃度
との相関を調べた。ゲルマニウムのイオン注入は、注入
後の不純物拡散層内における濃度を変数として、加速電
圧５０ｋｅＶで行った。ボロンのイオン注入は、加速電
圧１０ｋｅＶ、ドーズ量５×１０15ｃｍ-2で、ゲルマニ
ウムのイオン注入後に行った。イオン注入後の熱処理
は、窒素雰囲気中で、５５０℃で１時間行った。このよ
うな条件下で、図１図示の工程でサンプルを形成し、そ
れらのコンタクト抵抗を測定した。その結果を図７に示
す。図７から、ゲルマニウム濃度の増加に伴い、コンタ
クト抵抗も低下することが分かる。
との相関を調べた。ゲルマニウムのイオン注入は、注入
後の不純物拡散層内における濃度を変数として、加速電
圧５０ｋｅＶで行った。ボロンのイオン注入は、加速電
圧１０ｋｅＶ、ドーズ量５×１０15ｃｍ-2で、ゲルマニ
ウムのイオン注入後に行った。イオン注入後の熱処理
は、窒素雰囲気中で、５５０℃で１時間行った。このよ
うな条件下で、図１図示の工程でサンプルを形成し、そ
れらのコンタクト抵抗を測定した。その結果を図７に示
す。図７から、ゲルマニウム濃度の増加に伴い、コンタ
クト抵抗も低下することが分かる。
【００７０】更に、コンタクト抵抗とコンタクト界面近
傍領域における格子定数の変化率との相関を調べた。格
子定数の変化率は、（表面層の格子定数−Ｓｉ基板バル
ク格子定数）／Ｓｉ基板バルク格子定数［％］で規定し
た。その結果を図８に示す。図８から、格子定数の変化
率が正に大きいほど、コンタクト抵抗が低下することが
分かる。この実験結果は、ゲルマニウムを高濃度にイオ
ン注入することによって得られる超低抵抗値のコンタク
ト抵抗が、キャリア濃度の高濃度化のみならず、コンタ
クト界面近傍領域で生じている結晶変形にも起因するこ
とを支持するものである。
傍領域における格子定数の変化率との相関を調べた。格
子定数の変化率は、（表面層の格子定数−Ｓｉ基板バル
ク格子定数）／Ｓｉ基板バルク格子定数［％］で規定し
た。その結果を図８に示す。図８から、格子定数の変化
率が正に大きいほど、コンタクト抵抗が低下することが
分かる。この実験結果は、ゲルマニウムを高濃度にイオ
ン注入することによって得られる超低抵抗値のコンタク
ト抵抗が、キャリア濃度の高濃度化のみならず、コンタ
クト界面近傍領域で生じている結晶変形にも起因するこ
とを支持するものである。
【００７１】また、比較例として、単結晶シリコン基板
に高濃度にシリコンをイオン注入し、基板表面近傍をア
モルファス化した後、上記条件でボロンをイオン注入し
たサンプルを作成した。この比較例では、５５０℃の低
温熱処理時には高キャリア濃度層が形成されたものの、
熱処理温度の高温化と共に、キャリアのピーク濃度は低
下した。また、ＦＥ−ＴＥＭによる電子線回析像評価に
おいても、格子定数の変化に起因した回析像の変化は見
られなかった。このことから、ゲルマニウムが高濃度に
存在することが、高活性化、超低抵抗性に不可欠と考え
られる。
に高濃度にシリコンをイオン注入し、基板表面近傍をア
モルファス化した後、上記条件でボロンをイオン注入し
たサンプルを作成した。この比較例では、５５０℃の低
温熱処理時には高キャリア濃度層が形成されたものの、
熱処理温度の高温化と共に、キャリアのピーク濃度は低
下した。また、ＦＥ−ＴＥＭによる電子線回析像評価に
おいても、格子定数の変化に起因した回析像の変化は見
られなかった。このことから、ゲルマニウムが高濃度に
存在することが、高活性化、超低抵抗性に不可欠と考え
られる。
【００７２】前述の如く、図１図示の方法によって形成
した実施例のサンプルＳ１における、アルミニウム電極
と不純物拡散層間のコンタクト抵抗の実測値は、６．９
×１０-9Ω・ｃｍ2 であった。
した実施例のサンプルＳ１における、アルミニウム電極
と不純物拡散層間のコンタクト抵抗の実測値は、６．９
×１０-9Ω・ｃｍ2 であった。
【００７３】実施例におけるコンタクト抵抗の低減効果
を調べる為に、イオン注入後の熱処理として、窒素雰囲
気中で８５０℃で３０分の熱処理を行った以外はサンプ
ルＳ１と同じ条件で、図１（ｆ）に示すような構造のサ
ンプルＳ３を比較例として形成した。比較例のサンプル
Ｓ３のコンタクト抵抗を実測したところ、８×１０-8Ω
・ｃｍ2 であった。
を調べる為に、イオン注入後の熱処理として、窒素雰囲
気中で８５０℃で３０分の熱処理を行った以外はサンプ
ルＳ１と同じ条件で、図１（ｆ）に示すような構造のサ
ンプルＳ３を比較例として形成した。比較例のサンプル
Ｓ３のコンタクト抵抗を実測したところ、８×１０-8Ω
・ｃｍ2 であった。
【００７４】上述の結果から、実施例のサンプルＳ１で
は、比較例のサンプルＳ３に比べて、コンタクト抵抗が
著しく低下していることが分かる。また、実施例の方法
において、異なる大きさのコンタクト孔を用いた測定で
も、同様に同じ抵抗値のコンタクト抵抗が得られた。
は、比較例のサンプルＳ３に比べて、コンタクト抵抗が
著しく低下していることが分かる。また、実施例の方法
において、異なる大きさのコンタクト孔を用いた測定で
も、同様に同じ抵抗値のコンタクト抵抗が得られた。
【００７５】次に、実施例のサンプルＳ１及び、比較例
のサンプルＳ３について、ホール測定によって、コンタ
クト部のキャリア濃度、即ち電気的に活性な不純物の濃
度の基板深さ方向の分布を調べた結果を図９に示す。
のサンプルＳ３について、ホール測定によって、コンタ
クト部のキャリア濃度、即ち電気的に活性な不純物の濃
度の基板深さ方向の分布を調べた結果を図９に示す。
【００７６】図９図示の如く、実施例のサンプルＳ１及
び比較例のサンプルＳ３共に、深さ方向への拡散挙動は
異なるが、最大キャリア濃度として７×１０20ｃｍ-3、
基板表面近傍、即ち、コンタクト部でのキャリア濃度と
して２×１０20ｃｍ-3という値が得られている。即ち、
シリコン中における熱平衡状態での固溶限界以上の濃度
で電気的に活性な不純物が存在していることが分かる。
び比較例のサンプルＳ３共に、深さ方向への拡散挙動は
異なるが、最大キャリア濃度として７×１０20ｃｍ-3、
基板表面近傍、即ち、コンタクト部でのキャリア濃度と
して２×１０20ｃｍ-3という値が得られている。即ち、
シリコン中における熱平衡状態での固溶限界以上の濃度
で電気的に活性な不純物が存在していることが分かる。
【００７７】この実験の結果、コンタクト抵抗に対して
はキャリア濃度のみならず、他の要因を含んでいること
を示している。上述の実験における、実施例のサンプル
Ｓ１及び比較例のサンプルＳ３共に、コンタクト部のキ
ャリア濃度が２×１０20ｃｍ-3であるのに対して、熱処
理条件の違いによって６．９×１０-9Ω・ｃｍ2 という
非常に低いコンタクト抵抗が得られるということは、単
にキャリア濃度の高濃度化だけで説明できるものではな
い。
はキャリア濃度のみならず、他の要因を含んでいること
を示している。上述の実験における、実施例のサンプル
Ｓ１及び比較例のサンプルＳ３共に、コンタクト部のキ
ャリア濃度が２×１０20ｃｍ-3であるのに対して、熱処
理条件の違いによって６．９×１０-9Ω・ｃｍ2 という
非常に低いコンタクト抵抗が得られるということは、単
にキャリア濃度の高濃度化だけで説明できるものではな
い。
【００７８】従って、熱処理に伴う非晶質層からの単結
晶化過程において、仕事関数差を低減させるだけの結晶
状態の変化が生じていることが考えられる。そこで、先
述のホール測定から得られたキャリア濃度と移動度との
関係を調べた結果を図１０に示す。
晶化過程において、仕事関数差を低減させるだけの結晶
状態の変化が生じていることが考えられる。そこで、先
述のホール測定から得られたキャリア濃度と移動度との
関係を調べた結果を図１０に示す。
【００７９】図１０図示の如く、実施例のサンプルＳ１
及び比較例のサンプルＳ３共に、キャリアの高濃度化に
伴い、キャリアの移動度は低下していく傾向にある。し
かしながら、同じキャリア濃度でもその移動度の値は、
サンプルＳ３に比べてサンプルＳ１では約１桁近く増大
している。Ｉｒｖｉｎ Ｃｕｒｖｅから求められるキャ
リアの移動度は、キャリア濃度が５×１０20ｃｍ-3の
時、約３５ｃｍ2 ／Ｖ・ｓｅｃであることから、比較例
のサンプルＳ３においては変化は無いが、実施例のサン
プルＳ１は明らかに再結晶化層内における結晶性が異な
っていることを示している。
及び比較例のサンプルＳ３共に、キャリアの高濃度化に
伴い、キャリアの移動度は低下していく傾向にある。し
かしながら、同じキャリア濃度でもその移動度の値は、
サンプルＳ３に比べてサンプルＳ１では約１桁近く増大
している。Ｉｒｖｉｎ Ｃｕｒｖｅから求められるキャ
リアの移動度は、キャリア濃度が５×１０20ｃｍ-3の
時、約３５ｃｍ2 ／Ｖ・ｓｅｃであることから、比較例
のサンプルＳ３においては変化は無いが、実施例のサン
プルＳ１は明らかに再結晶化層内における結晶性が異な
っていることを示している。
【００８０】一般的に、シリコン中におけるホール（正
孔）の移動度は４８０ｃｍ2 ／Ｖ・ｓｅｃであるのに対
して、ゲルマニウム中におけるホールの移動度は１９０
０ｃｍ2 ／Ｖ・ｓｅｃと、ゲルマニウム中の方が４倍近
く移動度が高いことが知られている。ところが、上述の
如く、サンプルＳ１ではサンプルＳ３よりもホールの移
動度が約１桁大きく、この相違は、シリコンとゲルマニ
ウムとの間の相違よりも遥かに大きい。即ち、サンプル
Ｓ１では、キャリアの移動度を増加させるような結晶状
態の変化（歪）が生じていると考えられる。
孔）の移動度は４８０ｃｍ2 ／Ｖ・ｓｅｃであるのに対
して、ゲルマニウム中におけるホールの移動度は１９０
０ｃｍ2 ／Ｖ・ｓｅｃと、ゲルマニウム中の方が４倍近
く移動度が高いことが知られている。ところが、上述の
如く、サンプルＳ１ではサンプルＳ３よりもホールの移
動度が約１桁大きく、この相違は、シリコンとゲルマニ
ウムとの間の相違よりも遥かに大きい。即ち、サンプル
Ｓ１では、キャリアの移動度を増加させるような結晶状
態の変化（歪）が生じていると考えられる。
【００８１】再結晶化層内における不純物の結合状態を
調べるため、ＸＰＳ（X-ray Photoelectron Spectrosco
py）による定性分析を行った結果を図１１に示す。
調べるため、ＸＰＳ（X-ray Photoelectron Spectrosco
py）による定性分析を行った結果を図１１に示す。
【００８２】図１１図示の如く、実施例のサンプルＳ１
においては、比較例のサンプルＳ３と比較してＧｅの吸
収スペクトルのピークが大幅に増大している。図１１に
おいて、Ｘ線の入射角を１５°、９０°としているが、
前者は基板表面付近、後者は基板内部まで入射している
ことを示している。即ち、Ｇｅ吸収スペクトルの強度増
大は基板内方での影響であり、明らかに実施例のサンプ
ルＳ１においては、再結晶化層内における結合状態が変
化していることを示している。
においては、比較例のサンプルＳ３と比較してＧｅの吸
収スペクトルのピークが大幅に増大している。図１１に
おいて、Ｘ線の入射角を１５°、９０°としているが、
前者は基板表面付近、後者は基板内部まで入射している
ことを示している。即ち、Ｇｅ吸収スペクトルの強度増
大は基板内方での影響であり、明らかに実施例のサンプ
ルＳ１においては、再結晶化層内における結合状態が変
化していることを示している。
【００８３】次に、Ｂ１ｓ軌道付近に着目して同様にＸ
ＰＳによる定性分析を行った結果を図１２に示す。図中
の点線は実施例のサンプルＳ１で、実線は比較例のサン
プルＳ３の吸収スペクトルを示す。
ＰＳによる定性分析を行った結果を図１２に示す。図中
の点線は実施例のサンプルＳ１で、実線は比較例のサン
プルＳ３の吸収スペクトルを示す。
【００８４】図１２図示の如く、両サンプルを比較する
と、Ｂ１ｓ軌道付近のスペクトルは、その結合エネルギ
ーが変化している。実線で示される比較例のサンプルＳ
３においては、低エネルギー側の１８６．８ｅＶ及び１
８７．５ｅＶの２つから成り立っており、夫々３配位及
び、４配位でシリコンと結合したＢによる吸収ピークと
同定される。一方、点線で示される実施例のサンプルＳ
１においては、より高エネルギー側に吸収スペクトルが
変化していることから、シリコン以外との結合状態で存
在していることを示している。即ち、ここで存在し得る
元素を考慮すれば、Ｂ−Ｂ結合、Ｇｅ−Ｂ結合が形成さ
れていることが容易に推測される。
と、Ｂ１ｓ軌道付近のスペクトルは、その結合エネルギ
ーが変化している。実線で示される比較例のサンプルＳ
３においては、低エネルギー側の１８６．８ｅＶ及び１
８７．５ｅＶの２つから成り立っており、夫々３配位及
び、４配位でシリコンと結合したＢによる吸収ピークと
同定される。一方、点線で示される実施例のサンプルＳ
１においては、より高エネルギー側に吸収スペクトルが
変化していることから、シリコン以外との結合状態で存
在していることを示している。即ち、ここで存在し得る
元素を考慮すれば、Ｂ−Ｂ結合、Ｇｅ−Ｂ結合が形成さ
れていることが容易に推測される。
【００８５】以上のような実験結果から、ゲルマニウム
を高濃度にイオン注入することによって得られる超低抵
抗値のコンタクト抵抗は、キャリア濃度の高濃度化だけ
では説明できない。超低抵抗コンタクトの形成は格子歪
を導入し、キャリアの移動度をシリコンのそれよりも増
大させる結晶状態を形成することが重要である。これ
は、プリアモルファス化法による高活性化層の形成や、
シリコンゲルマニウムの形成による仕事関数の低減及び
コンタクト抵抗の低減では説明できない。本発明の上述
の効果は、基板表面近傍においてゲルマニウムが析出し
たような状態の中にボロンが取込まれた状態が形成され
ることにより得られたものであると推測される。
を高濃度にイオン注入することによって得られる超低抵
抗値のコンタクト抵抗は、キャリア濃度の高濃度化だけ
では説明できない。超低抵抗コンタクトの形成は格子歪
を導入し、キャリアの移動度をシリコンのそれよりも増
大させる結晶状態を形成することが重要である。これ
は、プリアモルファス化法による高活性化層の形成や、
シリコンゲルマニウムの形成による仕事関数の低減及び
コンタクト抵抗の低減では説明できない。本発明の上述
の効果は、基板表面近傍においてゲルマニウムが析出し
たような状態の中にボロンが取込まれた状態が形成され
ることにより得られたものであると推測される。
【００８６】なお、上記実施例においてはシリコン基板
１の表面内に不純物拡散層４ａを形成する場合について
述べたが、基板上に後付けした単結晶シリコン層、多結
晶シリコン層、非晶質シリコン層等の表面内に不純物拡
散層を形成する場合も本発明を適用することができる。
本発明において基板や後付け層は下地層として纏めるこ
とができる。
１の表面内に不純物拡散層４ａを形成する場合について
述べたが、基板上に後付けした単結晶シリコン層、多結
晶シリコン層、非晶質シリコン層等の表面内に不純物拡
散層を形成する場合も本発明を適用することができる。
本発明において基板や後付け層は下地層として纏めるこ
とができる。
【００８７】また、本発明によれば、超低抵抗値のシー
ト抵抗を有する浅い表面層が得られるため、半導体装置
のコンタクト部に限らず、浅い不純物拡散層を提供する
のに最適なものとなる。
ト抵抗を有する浅い表面層が得られるため、半導体装置
のコンタクト部に限らず、浅い不純物拡散層を提供する
のに最適なものとなる。
【００８８】図１図示の実施の形態においては、基板の
初期表面上に電極を形成する態様で説明を行った。しか
し、低抵抗コンタクトを形成する場合には、キャリア濃
度が最も高い領域にコンタクト界面を授けることが好ま
しい。図１３は、かかる観点に基づいて、本発明の別の
実施の形態に係る半導体装置の製造方法の実施例を工程
順に示す。
初期表面上に電極を形成する態様で説明を行った。しか
し、低抵抗コンタクトを形成する場合には、キャリア濃
度が最も高い領域にコンタクト界面を授けることが好ま
しい。図１３は、かかる観点に基づいて、本発明の別の
実施の形態に係る半導体装置の製造方法の実施例を工程
順に示す。
【００８９】まず、図１３（ａ）図示の如く、単結晶シ
リコン基板１に、ＣＶＤ(ChemicalVapor Deposition)
法で２００ｎｍの二酸化シリコン膜２を推積した。次
に、図１３（ｂ）図示の如く、二酸化シリコン膜２をパ
ターニングし、０．３μｍ×０．３μｍのコンタクト孔
３を開孔した。単結晶シリコン基板１の表面には、例え
ば燐が２×１０15ｃｍ-3含まれたｎ型シリコン層が形成
されていてもよく、この場合、上述の二酸化シリコン膜
２のパターニングにより、かかるｎ型シリコン層が露出
される。
リコン基板１に、ＣＶＤ(ChemicalVapor Deposition)
法で２００ｎｍの二酸化シリコン膜２を推積した。次
に、図１３（ｂ）図示の如く、二酸化シリコン膜２をパ
ターニングし、０．３μｍ×０．３μｍのコンタクト孔
３を開孔した。単結晶シリコン基板１の表面には、例え
ば燐が２×１０15ｃｍ-3含まれたｎ型シリコン層が形成
されていてもよく、この場合、上述の二酸化シリコン膜
２のパターニングにより、かかるｎ型シリコン層が露出
される。
【００９０】次に、二酸化シリコン膜２をマスクとして
シリコン基板１に、ゲルマニウム（Ｇｅ）を加速電圧５
０ｋｅＶ、ドーズ量３×１０16ｃｍ-2でイオン注入し
た。これにより、図１３（ｃ）図示の如く、基板１に非
晶質状態のイオン注入層４が形成された。更に、イオン
注入層４に、ボロン（Ｂ）を、加速電圧１０ｋｅＶ、ド
ーズ量５×１０15ｃｍ-2でイオン注入した。ここで、ゲ
ルマニウムはシリコンの結晶を変形させ、シリコンの結
晶の格子定数よりも大きな格子定数を有する結晶を形成
するための不純物であり、ボロンはキャリアを付与する
ための不純物である。
シリコン基板１に、ゲルマニウム（Ｇｅ）を加速電圧５
０ｋｅＶ、ドーズ量３×１０16ｃｍ-2でイオン注入し
た。これにより、図１３（ｃ）図示の如く、基板１に非
晶質状態のイオン注入層４が形成された。更に、イオン
注入層４に、ボロン（Ｂ）を、加速電圧１０ｋｅＶ、ド
ーズ量５×１０15ｃｍ-2でイオン注入した。ここで、ゲ
ルマニウムはシリコンの結晶を変形させ、シリコンの結
晶の格子定数よりも大きな格子定数を有する結晶を形成
するための不純物であり、ボロンはキャリアを付与する
ための不純物である。
【００９１】この後、加熱炉内の窒素雰囲気中で、５５
０℃で１時間の熱処理を行った。これにより、非晶質状
態のイオン注入層４の結晶回復が行われると共に、イオ
ン注入されたゲルマニウム及びボロンが拡散し、ｐ型の
表面層即ち不純物拡散層４ａが形成された。加熱炉とし
ては抵抗加熱炉を用いた。
０℃で１時間の熱処理を行った。これにより、非晶質状
態のイオン注入層４の結晶回復が行われると共に、イオ
ン注入されたゲルマニウム及びボロンが拡散し、ｐ型の
表面層即ち不純物拡散層４ａが形成された。加熱炉とし
ては抵抗加熱炉を用いた。
【００９２】この後、ダウンフローエッチングにより半
導体基板表面を約４０ｎｍエッチングし、図１３（ｄ）
図示の如く、不純物拡散層４ａをその表面から約４０ｎ
ｍ掘り下げた。このエッチングは、不純物拡散層４ａの
キャリア濃度のピークを電極６と不純物拡散層４ａとの
界面に一致させるためのものである。
導体基板表面を約４０ｎｍエッチングし、図１３（ｄ）
図示の如く、不純物拡散層４ａをその表面から約４０ｎ
ｍ掘り下げた。このエッチングは、不純物拡散層４ａの
キャリア濃度のピークを電極６と不純物拡散層４ａとの
界面に一致させるためのものである。
【００９３】次に、図１３（ｅ）図示の如く、基板に厚
さ４００ｎｍのアルミニウム（Ａｌ−１％Ｓｉ）を推積
して金属膜による導電層５を形成した。導電層５の形成
は、例えばスパッタ法によって行うことができる。
さ４００ｎｍのアルミニウム（Ａｌ−１％Ｓｉ）を推積
して金属膜による導電層５を形成した。導電層５の形成
は、例えばスパッタ法によって行うことができる。
【００９４】次に、図１３（ｆ）図示の如く、導電層５
をコンタクト孔３に合わせてパターニングし、電極６を
形成した。この後、４５０℃で１５分の熱処理を行い、
電極と半導体とのオーミックコンタクトを形成した。
をコンタクト孔３に合わせてパターニングし、電極６を
形成した。この後、４５０℃で１５分の熱処理を行い、
電極と半導体とのオーミックコンタクトを形成した。
【００９５】上述の方法によって得られたアルミニウム
電極と不純物拡散層間のコンタクト抵抗は、４×１０-9
Ω・ｃｍ2 〜６×１０-9Ω・ｃｍ2 であった。
電極と不純物拡散層間のコンタクト抵抗は、４×１０-9
Ω・ｃｍ2 〜６×１０-9Ω・ｃｍ2 であった。
【００９６】図１３図示の工程では、基板１のエッチン
グ（不純物拡散層４ａのエッチング）をイオン注入後の
熱処理の後で、二酸化シリコン膜をマスクとして行って
いる。このエッチングは、前述の如く、不純物拡散層４
ａのキャリア濃度のピークを電極６と不純物拡散層４ａ
との界面に一致させるためのものである。しかし、この
エッチングは、イオン注入後の熱処理前、或いは二酸化
シリコン膜の成膜前におこなってもよい。また、同エッ
チングは、ドライエッチングに代え、ウェットエッチン
グ等、他のエッチング方法を用いて行うこともできる。
グ（不純物拡散層４ａのエッチング）をイオン注入後の
熱処理の後で、二酸化シリコン膜をマスクとして行って
いる。このエッチングは、前述の如く、不純物拡散層４
ａのキャリア濃度のピークを電極６と不純物拡散層４ａ
との界面に一致させるためのものである。しかし、この
エッチングは、イオン注入後の熱処理前、或いは二酸化
シリコン膜の成膜前におこなってもよい。また、同エッ
チングは、ドライエッチングに代え、ウェットエッチン
グ等、他のエッチング方法を用いて行うこともできる。
【００９７】なお、図１及び図１３図示の実施の形態に
おいては、キャリアの移動度及び格子定数を変化させる
ための不純物としてゲルマニウムを用いているが、ゲル
マニウムに代え、炭素或いは錫を不純物を用いても同様
な効果が得られる。
おいては、キャリアの移動度及び格子定数を変化させる
ための不純物としてゲルマニウムを用いているが、ゲル
マニウムに代え、炭素或いは錫を不純物を用いても同様
な効果が得られる。
【００９８】また、図１及び図１３図示の実施の形態に
おいては、キャリアを付与するための不純物としてボロ
ンを用いているが、ボロンに代え、シリコン中で電気的
に活性化する他の不純物、例えば砒素、燐、ガリウム、
インジウム、アンチモン等を用いても同様な効果が得ら
れる。
おいては、キャリアを付与するための不純物としてボロ
ンを用いているが、ボロンに代え、シリコン中で電気的
に活性化する他の不純物、例えば砒素、燐、ガリウム、
インジウム、アンチモン等を用いても同様な効果が得ら
れる。
【００９９】また、図１及び図１３図示の実施の形態に
おいては、コンタクトを形成する電極６としてアルミニ
ウムを用いているが、アルミニウムに代え、金属導電性
を有する他の材料を用いても同様な効果が得られる。例
えば、銅、タングステン、チタン等、他の金属は勿論の
こと、導電性を有する化合物でもよい。特に、Ｃｏシリ
サイド、Ｎｉシリサイド、Ｐｄシリサイド、Ｐｔシリサ
イド、Ｔｉシリサイド等の遷移金属のシリサイドを電極
若しくは電極の下地として用いる場合には、同シリサイ
ドをシリコン基板との反応により形成することができ
る。この場合、反応後に得られるシリサイドとシリコン
との界面を不純物拡散層４ａのキャリア濃度のピークと
一致させるようにすれば、上述の基板のエッチングに代
えることができる。
おいては、コンタクトを形成する電極６としてアルミニ
ウムを用いているが、アルミニウムに代え、金属導電性
を有する他の材料を用いても同様な効果が得られる。例
えば、銅、タングステン、チタン等、他の金属は勿論の
こと、導電性を有する化合物でもよい。特に、Ｃｏシリ
サイド、Ｎｉシリサイド、Ｐｄシリサイド、Ｐｔシリサ
イド、Ｔｉシリサイド等の遷移金属のシリサイドを電極
若しくは電極の下地として用いる場合には、同シリサイ
ドをシリコン基板との反応により形成することができ
る。この場合、反応後に得られるシリサイドとシリコン
との界面を不純物拡散層４ａのキャリア濃度のピークと
一致させるようにすれば、上述の基板のエッチングに代
えることができる。
【０１００】また、超低抵抗コンタクトを形成するため
の不純物拡散層の形成は、活性化濃度の高濃度化だけで
なく、キャリアの移動度がシリコン基板に対するそれよ
りも増大するような格子歪みを有する結晶状態を形成す
ることが重要である。上述の製造方法の実施例において
は、不純物拡散層を形成するための熱処理として低温熱
処理を使用した。これは、ゲルマニウム濃度が１０％程
度の領域での現象であり、よりゲルマニウム濃度が高い
場合には、高温熱処理でも前述のモデルが達成できる。
の不純物拡散層の形成は、活性化濃度の高濃度化だけで
なく、キャリアの移動度がシリコン基板に対するそれよ
りも増大するような格子歪みを有する結晶状態を形成す
ることが重要である。上述の製造方法の実施例において
は、不純物拡散層を形成するための熱処理として低温熱
処理を使用した。これは、ゲルマニウム濃度が１０％程
度の領域での現象であり、よりゲルマニウム濃度が高い
場合には、高温熱処理でも前述のモデルが達成できる。
【０１０１】図１４乃至図１７は、熱処理時間を夫々３
０秒、６０秒、１２０秒、１時間とした時の、超低抵抗
コンタクトを形成するために必要な、ゲルマニウム濃度
と熱処理温度との関係を示す。図１４乃至図１７におい
て、縦軸のゲルマニウム濃度比は、Ｇｅ濃度／（Ｇｅ＋
Ｓｉ濃度）×１００［％］を表し、また、図中、線で囲
んだ領域ＡＬＲは、１０-8Ωｃｍ2 以下の超低抵抗コン
タクトを形成することができる条件を示す。
０秒、６０秒、１２０秒、１時間とした時の、超低抵抗
コンタクトを形成するために必要な、ゲルマニウム濃度
と熱処理温度との関係を示す。図１４乃至図１７におい
て、縦軸のゲルマニウム濃度比は、Ｇｅ濃度／（Ｇｅ＋
Ｓｉ濃度）×１００［％］を表し、また、図中、線で囲
んだ領域ＡＬＲは、１０-8Ωｃｍ2 以下の超低抵抗コン
タクトを形成することができる条件を示す。
【０１０２】図１４（熱処理時間３０秒）図示の如く、
ゲルマニウム濃度の高濃度化により、超低抵抗コンタク
トを形成することができる熱処理温度範囲が広がること
が分かる。これは、ゲルマニウム濃度の高濃度化に伴
い、活性化した不純物の高濃度化及び、キャリアの移動
度が増大するような格子歪みを有する結晶状態が安定に
なることを示している。即ち、ゲルマニウム濃度の高濃
度化に伴い、Ｇｅ−Ｇｅ、Ｇｅ−Ｂ結合が支配的な状態
を、熱的に安定に維持できることを示している。
ゲルマニウム濃度の高濃度化により、超低抵抗コンタク
トを形成することができる熱処理温度範囲が広がること
が分かる。これは、ゲルマニウム濃度の高濃度化に伴
い、活性化した不純物の高濃度化及び、キャリアの移動
度が増大するような格子歪みを有する結晶状態が安定に
なることを示している。即ち、ゲルマニウム濃度の高濃
度化に伴い、Ｇｅ−Ｇｅ、Ｇｅ−Ｂ結合が支配的な状態
を、熱的に安定に維持できることを示している。
【０１０３】図１５（熱処理時間６０秒）、図１６（熱
処理時間１２０秒）及び図１７（熱処理時間１時間）図
示の如く、熱処理時間を増加させると、１０-8Ωｃｍ2
以下の超低抵抗のコンタクトの得られる条件（領域ＡＬ
Ｒ）が高温側から低温側に移動する。これは、より高温
ほど格子振動が激しいため、熱的に平衡な状態、即ち格
子歪みが緩和され歪み率の小さい状態に戻りやすいため
である。従って、格子振動が小さい７００℃以下では、
熱処理時間を延ばしても、非熱平衡状態が保持される。
即ち、７００℃以下では、Ｇｅ−Ｇｅ結合やＧｅ−Ｂ結
合の頻度が高い状態が維持されるため、より低濃度のゲ
ルマニウムの場合でも超低抵抗のコンタクトが得られ
る。
処理時間１２０秒）及び図１７（熱処理時間１時間）図
示の如く、熱処理時間を増加させると、１０-8Ωｃｍ2
以下の超低抵抗のコンタクトの得られる条件（領域ＡＬ
Ｒ）が高温側から低温側に移動する。これは、より高温
ほど格子振動が激しいため、熱的に平衡な状態、即ち格
子歪みが緩和され歪み率の小さい状態に戻りやすいため
である。従って、格子振動が小さい７００℃以下では、
熱処理時間を延ばしても、非熱平衡状態が保持される。
即ち、７００℃以下では、Ｇｅ−Ｇｅ結合やＧｅ−Ｂ結
合の頻度が高い状態が維持されるため、より低濃度のゲ
ルマニウムの場合でも超低抵抗のコンタクトが得られ
る。
【０１０４】本発明により得られたＧｅドーピングによ
る格子歪みは、従来例や従来理論からは予想できないほ
ど大きい。この点について、ゲルマニウム濃度に対する
シリコン結晶の格子歪み率を示す図１８を参照して説明
する。ここで、格子歪み率とは、ＧｅドープＳｉの格子
定数からＳｉの格子定数を差し引いた量をＳｉの格子定
数で割り、パーセント（％）表示した量である。図１８
中、線Ｌ１は歪み率がＧｅ濃度に比例するとして計算し
た場合を示し、線Ｌ２は通常のＳｉ−Ｇｅ（８００℃以
上の熱処理温度又は成膜温度で形成された結晶）で得ら
れる歪み率曲線を示す。線Ｌ３〜６は、本発明に従い、
夫々５５０℃、６００℃、６５０℃、７００℃温度で１
時間熱処理を行った場合の歪み率曲線を示す。
る格子歪みは、従来例や従来理論からは予想できないほ
ど大きい。この点について、ゲルマニウム濃度に対する
シリコン結晶の格子歪み率を示す図１８を参照して説明
する。ここで、格子歪み率とは、ＧｅドープＳｉの格子
定数からＳｉの格子定数を差し引いた量をＳｉの格子定
数で割り、パーセント（％）表示した量である。図１８
中、線Ｌ１は歪み率がＧｅ濃度に比例するとして計算し
た場合を示し、線Ｌ２は通常のＳｉ−Ｇｅ（８００℃以
上の熱処理温度又は成膜温度で形成された結晶）で得ら
れる歪み率曲線を示す。線Ｌ３〜６は、本発明に従い、
夫々５５０℃、６００℃、６５０℃、７００℃温度で１
時間熱処理を行った場合の歪み率曲線を示す。
【０１０５】図１８図示の如く、線Ｌ１、Ｌ２と比較
し、線Ｌ３〜６では、著しく大きな歪み率を示す。従来
のＳｉ−Ｇｅでは熱的に平衡な状態になっているため、
歪みは緩和され最小値に達する。熱的に平衡な状態では
Ｇｅ濃度が低い場合、Ｇｅの結合する原子は確率的にＳ
ｉが多く、それ故にＳｉ−Ｇｅ結合が高い頻度で形成さ
れる。しかしながら、本発明で得られる結合状態はＳｉ
−Ｇｅに比較してＧｅ−Ｇｅ結合が高い頻度で形成され
る。
し、線Ｌ３〜６では、著しく大きな歪み率を示す。従来
のＳｉ−Ｇｅでは熱的に平衡な状態になっているため、
歪みは緩和され最小値に達する。熱的に平衡な状態では
Ｇｅ濃度が低い場合、Ｇｅの結合する原子は確率的にＳ
ｉが多く、それ故にＳｉ−Ｇｅ結合が高い頻度で形成さ
れる。しかしながら、本発明で得られる結合状態はＳｉ
−Ｇｅに比較してＧｅ−Ｇｅ結合が高い頻度で形成され
る。
【０１０６】即ち、イオン注入後に実施される熱処理
の、限られた温度範囲と時間範囲とで特定される熱履歴
条件のみにおいて、シリコン中に含有されるゲルマニウ
ムの安定性を有する非熱平衡状態が存在することとな
る。本発明においては、熱処理の温度及び時間をパラメ
ータとして、表面層４ａの熱履歴を制御し、表面層４ａ
内に含有されるゲルマニウムの安定な非熱平衡状態を得
ている。なお、熱履歴としては、イオン注入直後の熱処
理だけでなく、イオン注入後に行われる熱処理の全てを
考慮することが重要である。また、熱処理時間が１時間
程度或いはそれ未満であれば、熱処理の最高温度は７０
０℃以下であるのが望ましく、更に、熱処理時間が２分
以下になれば、熱処理の最高温度はゲルマニウムの濃度
に応じて高くすることができる。また、昇温速度は１０
０℃／ｓｅｃ以上、降温速度は５０℃／ｓｅｃ以上が望
ましい。
の、限られた温度範囲と時間範囲とで特定される熱履歴
条件のみにおいて、シリコン中に含有されるゲルマニウ
ムの安定性を有する非熱平衡状態が存在することとな
る。本発明においては、熱処理の温度及び時間をパラメ
ータとして、表面層４ａの熱履歴を制御し、表面層４ａ
内に含有されるゲルマニウムの安定な非熱平衡状態を得
ている。なお、熱履歴としては、イオン注入直後の熱処
理だけでなく、イオン注入後に行われる熱処理の全てを
考慮することが重要である。また、熱処理時間が１時間
程度或いはそれ未満であれば、熱処理の最高温度は７０
０℃以下であるのが望ましく、更に、熱処理時間が２分
以下になれば、熱処理の最高温度はゲルマニウムの濃度
に応じて高くすることができる。また、昇温速度は１０
０℃／ｓｅｃ以上、降温速度は５０℃／ｓｅｃ以上が望
ましい。
【０１０７】
【発明の効果】以上説明したように、本発明によれば、
シリコン表面層を浅く且つ高濃度に活性化した不純物を
含有するように形成できると共に、不純物拡散層に結晶
歪みを導入してキャリアの移動度を増大させることがで
きる。従って、シリコン表面層と金属電極とのコンタク
ト抵抗を大幅に低減することが可能となる。
シリコン表面層を浅く且つ高濃度に活性化した不純物を
含有するように形成できると共に、不純物拡散層に結晶
歪みを導入してキャリアの移動度を増大させることがで
きる。従って、シリコン表面層と金属電極とのコンタク
ト抵抗を大幅に低減することが可能となる。
【図１】本発明の実施の形態に係る半導体装置の製造方
法の実施例を工程順に示す断面図。
法の実施例を工程順に示す断面図。
【図２】本発明に係るサンプルと比較例のサンプルとに
おけるキャリア濃度の深さ方向の分布を示す図。
おけるキャリア濃度の深さ方向の分布を示す図。
【図３】ボロンのみをイオン注入した場合の、キャリア
濃度の深さ方向の分布の熱処理温度依存性を示す図。
濃度の深さ方向の分布の熱処理温度依存性を示す図。
【図４】ゲルマニウム及びボロンをイオン注入した場合
の、キャリア濃度の深さ方向の分布の熱処理温度依存性
を示す図。
の、キャリア濃度の深さ方向の分布の熱処理温度依存性
を示す図。
【図５】ＦＥ−ＴＥＭによる電子線回析による結晶性の
評価の模式図。
評価の模式図。
【図６】シート抵抗のゲルマニウムイオン注入ドーズ依
存性を示す図。
存性を示す図。
【図７】コンタクト抵抗のゲルマニウム濃度依存性を示
す図。
す図。
【図８】コンタクト抵抗と格子定数の変化率との関係を
示す図。
示す図。
【図９】本発明に係るサンプルと比較例のサンプルとに
おけるキャリア濃度の深さ方向の分布を示す図。
おけるキャリア濃度の深さ方向の分布を示す図。
【図１０】本発明に係るサンプルと比較例のサンプルと
におけるキャリア濃度と移動度との関係を示す図。
におけるキャリア濃度と移動度との関係を示す図。
【図１１】本発明に係るサンプルと比較例のサンプルと
におけるＸＰＳによる定性分析結果を示す図。
におけるＸＰＳによる定性分析結果を示す図。
【図１２】本発明に係るサンプルと比較例にサンプルと
におけるＸＰＳによるＢ１ｓ軌道付近の吸収ピークを示
す図。
におけるＸＰＳによるＢ１ｓ軌道付近の吸収ピークを示
す図。
【図１３】本発明の別の実施の形態に係る半導体装置の
製造方法の実施例を工程順に示す断面図。
製造方法の実施例を工程順に示す断面図。
【図１４】熱処理時間を３０秒とした時の、超低抵抗コ
ンタクトを形成するために必要な、ゲルマニウム濃度と
熱処理温度との関係を示す図。
ンタクトを形成するために必要な、ゲルマニウム濃度と
熱処理温度との関係を示す図。
【図１５】熱処理時間を６０秒とした時の、超低抵抗コ
ンタクトを形成するために必要な、ゲルマニウム濃度と
熱処理温度との関係を示す図。
ンタクトを形成するために必要な、ゲルマニウム濃度と
熱処理温度との関係を示す図。
【図１６】熱処理時間を１２０秒とした時の、超低抵抗
コンタクトを形成するために必要な、ゲルマニウム濃度
と熱処理温度との関係を示す図。
コンタクトを形成するために必要な、ゲルマニウム濃度
と熱処理温度との関係を示す図。
【図１７】熱処理時間を１時間とした時の、超低抵抗コ
ンタクトを形成するために必要な、ゲルマニウム濃度と
熱処理温度との関係を示す図。
ンタクトを形成するために必要な、ゲルマニウム濃度と
熱処理温度との関係を示す図。
【図１８】ゲルマニウム濃度に対するシリコン結晶の格
子歪み率を示す図。
子歪み率を示す図。
１…単結晶シリコン基板、２…二酸化シリコン膜、３…
コンタクト孔、４…イオン注入層、４ａ…不純物拡散
層、５…導電層、６…電極。
コンタクト孔、４…イオン注入層、４ａ…不純物拡散
層、５…導電層、６…電極。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 浅石 忠行 神奈川県川崎市幸区小向東芝町１番地 株式会社東芝多摩川工場内 (72)発明者 岩瀬 政雄 神奈川県川崎市幸区小向東芝町１番地 株式会社東芝研究開発センター内 (56)参考文献 特開 平４−299825（ＪＰ，Ａ) 特開 平４−225568（ＪＰ，Ａ) 特開 平４−212461（ＪＰ，Ａ) 特開 平４−137528（ＪＰ，Ａ) 特開 平４−96325（ＪＰ，Ａ) 特開 平４−42575（ＪＰ，Ａ) 特開 平３−166736（ＪＰ，Ａ) 特開 平２−211623（ＪＰ，Ａ) 特開 平２−211622（ＪＰ，Ａ) 特開 昭57−15420（ＪＰ，Ａ) (58)調査した分野(Int.Cl.7，ＤＢ名) H01L 29/872 H01L 21/28 H01L 21/768
Claims (22)
- 【請求項１】シリコンからなる下地層の表面内に形成さ
れた表面層と、前記表面層との間にコンタクトが形成さ
れるように前記表面層上に配設された金属導電性を有す
る電極と、を具備し、 前記表面層は、前記表面層の格子定数を前記下地層のそ
れよりも大きくするための第１不純物を第１濃度で含有
すると共に、前記表面層にキャリアを付与するための第
２不純物を第２濃度で含有し、前記第１及び第２不純物
は、前記コンタクトにおけるコンタクト抵抗を低下させ
るように機能することと、 前記第１及び第２不純物の原子により前記表面層内に形
成される原子結合において、前記第１不純物の原子間の
結合、前記第１及び第２不純物の原子間の結合、及び前
記第２不純物の原子間の結合が支配的であることと、 を特徴とする半導体装置。 - 【請求項２】前記第２不純物の電気的に活性な原子は、
シリコン内における熱平衡状態での固溶限界より高い濃
度を有することを特徴とする請求項１に記載の半導体装
置。 - 【請求項３】前記表面層は、前記下地層の格子定数より
も５％以上大きい格子定数を有することを特徴とする請
求項１または２に記載の半導体装置。 - 【請求項４】前記第１不純物は、前記表面層内の前記キ
ャリアの移動度がシリコン内のそれよりも大きくなるよ
うにすることを特徴とする請求項１乃至３のいずれかに
記載の半導体装置。 - 【請求項５】前記第１不純物は、炭素、ゲルマニウム、
錫からなる群から選択された元素からなることを特徴と
する請求項１乃至４のいずれかに記載の半導体装置。 - 【請求項６】前記表面層は、前記第１不純物としてゲル
マニウムを１×１０ 21 ｃｍ -3 以上の濃度で含有すること
を特徴とする請求項５に記載の半導体装置。 - 【請求項７】前記第２不純物は、ボロン、砒素、燐、ガ
リウム、インジウム、アンチモンからなる群から選択さ
れた元素からなることを特徴とする請求項１乃至６のい
ずれかに記載の半導体装置。 - 【請求項８】前記表面層は、前記第２不純物として電気
的に活性なボロンを２×１０ 20 ｃｍ -3 以上の濃度で含有
することを特徴とする請求項７に記載の半導体装置。 - 【請求項９】前記表面層は、前記第１及び第２不純物と
して夫々ゲルマニウム及びボロンを含有し、前記表面層
内においてゲルマニウム及びボロンがＧｅ−Ｂ結合を実
質的に含む固溶状態をなすことを特徴とする請求項１乃
至８のいずれかに記載の半導体装置。 - 【請求項１０】前記表面層は、１００ｎｍ以下の厚さを
有することを特徴とする請求項１乃至９のいずれかに記
載の半導体装置。 - 【請求項１１】前記表面層と前記電極との間の前記コン
タクトは、前記第２不純物による前記キャリアの濃度の
ピークに対応する位置で形成されることを特徴とする請
求項１乃至１０のいずれかに記載の半導体装置。 - 【請求項１２】シリコンからなる下地層の表面内に形成
された表面層と、前記表面層との間にコンタクトが形成
されるように前記表面層上に配設された金属導電性を有
する電極と、を具備する半導体装置の製造方法であっ
て、 前記表面層の位置に対応して、前記下地層の表面内に第
１及び第２不純物をイオン注入し、前記下地層の表面内
にイオン注入層を形成する工程と、 前記イオン注入層を熱処理して結晶回復を行うことによ
り、前記イオン注入層を前記表面層にする工程と、 前記表面層の位置に対応して、前記下地層上に前記電極
を形成する工程と、を具備し、 ここで、前記第１不純物は前記表面層の格子定数を前記
下地層のそれよりも大きくするための不純物であり、前
記第２不純物は前記表面層にキャリアを付与するための
不純物であり、前記第１及び第２不純物は、前記コンタ
クトにおけるコンタクト抵抗を低下させるように機能す
ることと、 前記イオン注入及ぴ前記熱処理の条件は、前記第１及び
第２不純物の原子により前記表面層内に形成される原子
結合において、前記第１不純物の原子間の結合、前記第
１及び第２不純物の原子間の結合、及び前記第２不純物
の原子間の結合が支配的となるように、設定されること
と、 を特徴とする半導体装置の製造方法。 - 【請求項１３】前記第２不純物による前記キャリアの濃
度のピークに対応する位置で前記コンタクトが形成され
るように、前記電極を形成する前に、前記表面層に対応
する位置で前記下地層を掘り下げる工程を具備すること
を特徴とする請求項１２に記載の半導体装置の製造方
法。 - 【請求項１４】シリコンからなる下地層の表面内に形成
された表面層を有する半導体装置の製造方法であって、 前記表面層の位置に対応して、前記下地層の表面内に第
１及び第２不純物をイオン注入し、前記下地層の表面内
にイオン注入層を形成する工程と、 前記イオン注入層を熱処理して結晶回復を行うことによ
り、前記イオン注入層を前記表面層にする工程と、 を具備し、 ここで、前記第１不純物は前記表面層の格子定数を前記
下地層のそれよりも大きくするための不純物であり、前
記第２不純物は前記表面層にキャリアを付与するための
不純物であることと、 前記イオン注入及び前記熱処理の条件は、前記第１及び
第２不純物の原子により前記表面層内に形成される原子
結合において、前記第１不純物の原子間の結合、前記第
１及び第２不純物の原子間の結合、及び前記第２不純物
の原子間の結合が支配的となるように、設定されること
と、 を特徴とする半導体装置の製造方法。 - 【請求項１５】前記表面層が前記第１不純物を非熱平衡
状態で含有するように、前記熱処理における処理温度及
び処理時間をパラメータとして前記イオン注入層の熱履
歴を制御する工程を具備することを特徴とする請求項１
２乃至１４のいずれかに記載の半導体装置の製造方法。 - 【請求項１６】前記イオン注入及び前記熱処理の条件
は、前記表面層の格子定数が前記下地層の格子定数より
も５％以上大きくなるように、設定されることを特徴と
する請求項１５に記載の半導体装置の製造方法。 - 【請求項１７】前記イオン注入及び前記熱処理の条件
は、前記第２不純物が固溶限界以上の濃度で前記表面層
に含有されるように、設定されることを特徴とする請求
項１２乃至１４のいずれかに記載の半導体装置の製造方
法。 - 【請求項１８】前記イオン注入及び前記熱処理の条件
は、前記表面層に含有される前記第２不純物の内で電気
的に活性なものの濃度が前記固溶限界以上となるよう
に、設定されることを特徴とする請求項１７に記載の半
導体装置の製造方法。 - 【請求項１９】前記第１不純物は、炭素、ゲルマニウ
ム、錫からなる群から選択された元素からなることを特
徴とする請求項１２乃至１８のいずれかに記載の半導体
装置の製造方法。 - 【請求項２０】前記イオン注入及び前記熱処理の条件
は、前記表面層が、前記第１不純物としてゲルマニウム
を１×１０ 21 ｃｍ -3 以上の濃度で含有するように、設定
されることを特徴とする請求項１９に記載の半導体装置
の製造方法。 - 【請求項２１】前記第２不純物は、ボロン、砒素、燐、
ガリウム、インジウム、アンチモンからなる群から選択
された元素からなることを特徴とする請求項１４乃至２
０のい ずれかに記載の半導体装置の製造方法。 - 【請求項２２】前記イオン注入及び前記熱処理の条件
は、前記表面層が、前記第２不純物として電気的に活性
なボロンを２×１０ 20 ｃｍ -3 以上の濃度で含有するよう
に、設定されることを特徴とする請求項２１に記載の半
導体装置の製造方法。
Priority Applications (3)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP05628196A JP3219996B2 (ja) | 1995-03-27 | 1996-03-13 | 半導体装置及びその製造方法 |
| US08/622,589 US5656859A (en) | 1995-03-27 | 1996-03-26 | Semiconductor device |
| US08/841,575 US5770512A (en) | 1995-03-27 | 1997-04-30 | Semiconductor device |
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| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP6813195 | 1995-03-27 | ||
| JP7-68131 | 1995-09-14 | ||
| JP23746795 | 1995-09-14 | ||
| JP7-237467 | 1995-09-14 | ||
| JP05628196A JP3219996B2 (ja) | 1995-03-27 | 1996-03-13 | 半導体装置及びその製造方法 |
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|---|---|
| JPH09139511A JPH09139511A (ja) | 1997-05-27 |
| JP3219996B2 true JP3219996B2 (ja) | 2001-10-15 |
Family
ID=27295869
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP05628196A Expired - Lifetime JP3219996B2 (ja) | 1995-03-27 | 1996-03-13 | 半導体装置及びその製造方法 |
Country Status (2)
| Country | Link |
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| CN1322562C (zh) * | 2003-12-05 | 2007-06-20 | 中芯国际集成电路制造(上海)有限公司 | 使用离子注入过的晶片监测低温急速热退火工艺 |
| JP2006024829A (ja) * | 2004-07-09 | 2006-01-26 | Toshiba Corp | 半導体装置及びその製造方法 |
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| JP5841021B2 (ja) * | 2012-08-01 | 2016-01-06 | 日本電信電話株式会社 | アバランシェフォトダイオードおよびその製造方法 |
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|---|---|---|---|---|
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| US4602965A (en) * | 1984-03-13 | 1986-07-29 | Communications Satellite Corporation | Method of making FETs in GaAs by dual species implantation of silicon and boron |
| JPH065734B2 (ja) * | 1985-09-28 | 1994-01-19 | 新日本無線株式会社 | 半導体装置 |
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| JP2702595B2 (ja) * | 1990-08-13 | 1998-01-21 | 沖電気工業株式会社 | 不純物拡散層 |
| JP3061406B2 (ja) * | 1990-09-28 | 2000-07-10 | 株式会社東芝 | 半導体装置 |
| JPH04225568A (ja) * | 1990-12-27 | 1992-08-14 | Toshiba Corp | 半導体装置のコンタクト構造及びその製造方法 |
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| JPH0590208A (ja) * | 1991-09-25 | 1993-04-09 | Mitsubishi Electric Corp | 半導体装置及びその製造方法 |
| US5242847A (en) * | 1992-07-27 | 1993-09-07 | North Carolina State University At Raleigh | Selective deposition of doped silion-germanium alloy on semiconductor substrate |
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-
1996
- 1996-03-13 JP JP05628196A patent/JP3219996B2/ja not_active Expired - Lifetime
- 1996-03-26 US US08/622,589 patent/US5656859A/en not_active Expired - Lifetime
-
1997
- 1997-04-30 US US08/841,575 patent/US5770512A/en not_active Expired - Lifetime
Also Published As
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|---|---|
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