JP3412051B2 - キャパシタ - Google Patents
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Description
ン酸ジルコン酸鉛(PZT)膜)を有するキャパシタに
関するものである。
のキャパシタを構成する絶縁膜(誘電体膜)としては、
SiO2 とSi3 N4 とSiO2 とが順次積層された構
造のONO膜が使われている。
は約5程度と小さいため、256Mb以降の大容量メモ
リに適用した場合、面積的な制約下でキャパシタ誘電体
膜の膜厚を薄くしたり、面積を拡張するために複雑な形
状が要求される等、プロセス的に大きな困難を伴う。
の強誘電体材料は、比誘電率が数100から数1000
と極めて大きいことから、将来のダイナミックRAM用
のキャパシタの絶縁膜材料として注目されている。
Ti)O3 で示されるPZT膜を用いた従来のキャパシ
タは、下記の如くに構成されている。
あり、図中の21は絶縁基板、3は下部配線層(ポリシリ
コン)、13はバリアメタル層、6は下部電極、7はPZ
T膜、8はアルミニウム上部電極を示している。
VD法(化学的気相成長法)、スパッタ法あるいはゾル
ーゲル法等により形成されるが、PZTが酸化物である
ことから、その形成は酸素雰囲気中で行われる。このた
め、下部電極6としては、耐酸化性の優れた金属材料で
ある白金(Pt)やパラジウム(Pd)が用いられてい
る。
Tを形成しようとした場合、得られるPZT膜は、その
基本的元素である鉛(Pb)とチタン(Ti)が異常に
不足してしまうという問題があった。このため、得られ
たPZT膜は、強誘電体材料としての性能指標である残
留分極密度や抗電界強度等の特性が著しく劣化してしま
う。
Tiが不足する原因を本発明者が検討したところ、材料
分析の結果、以下のようにその原因が明らかになった。
圧がPZTの形成温度(焼結温度)で比較的高いことか
ら、膜の表面から蒸発するためと考えられていた。しか
し、分析の結果、PZT中のPbは下部電極やバリアメ
タル層へ激しく拡散して、これらと金属間化合物を形成
し、さらには下部配線のポリシリコン中にまで拡散して
いることが明らかになった。
成温度において、下部電極であるPdやPtとバリアメ
タルであるTiとが相互拡散してこれらの金属間化合物
を形成するためであり、この過程において、金属間化合
物の熱力学的安定相に対して不足する分のTi原子がP
ZTから供給されるためである。
すると、本発明者は、PZT薄膜の焼結過程において起
こる現象をSIMS法等を用いて以下に述べるように検
討した結果、焼結過程において下地電極(Pt/Ti)
とPZT原料との間で複雑な反応が起き、PZTの構成
元素であるPbとTiの組成ずれが起きていることが判
明したのである。
った。 (1) 窒素雰囲気中にて、Pt(膜厚200nm)/Ti(膜厚
50nm)/SiO2 (膜厚100nm)/Si基板に、 400℃、
600℃、 800℃で1時間の熱処理を施し、X線回折法に
よって生成物質を解析した。
l):Zr(0.05mol/l)及びDEA(ジエタノールア
ミン)(1.4mol/l)からなるゾルーゲル溶液を 420℃
で熱分解させることによって生成させたPZTアモルフ
ァス粉末を試料として、常温から 900℃の温度範囲にお
ける熱重量測定(TGA)を行い、PZT粉末からの成
分蒸発量を調べた。
/Pt膜上に上記の溶液をスピンコート法によって塗布
し、 600℃、1時間の焼結処理を施して膜厚2400ÅのP
ZT薄膜を形成した。この試料の深さ方向の濃度分布を
SIMS法により調べた。また、基板上に乾燥ゲル膜、
アモルファス膜、及び異なる条件で焼結処理を施して形
成した膜厚1000ÅのPZT薄膜の鉛の深さ方向濃度分布
を図18に示すようにXPSによって調べた。
窒素雰囲気にて熱処理を施したPt/Ti膜のX線回折
パターンの温度依存性を示す。熱処理温度の上昇に伴
い、TiO2(Rutile) の(101)回折とPtの(200)回折
のピーク強度が強くなっている。 400℃で熱処理を施し
た試料では、Ti5 O9(Triclinic)の(200)回折が見ら
れ、 800℃で熱処理を施した試料では、TiO2(Rutil
e) の(110)回折が見られる。
す。未熱処理の試料ではPtの(111)回折ピークである
39.68度が見られる。 400℃で熱処理を施した試料で
は、このピークが高角度側の 39.86度にシフトしてい
る。 600℃で熱処理を施した試料では、Pt−Ti金属
間反応によって形成されたPt3 Tiの(004)回折と考
えられる 39.96度にシフトしている。さらに、 800℃で
熱処理をした試料もまた同じ回折角 39.96度を示してい
る。
おける反応過程は、温度に依存して複雑な挙動を示す。
て:図16に、溶液を 420℃で熱分解することによって形
成させたPZTアモルファス粉末の熱重量測定結果を示
す。室温から 200℃の温度範囲における重量減少は、粒
子表面に吸着した水分やCO2 などの離脱によるものと
考えられる。 700℃までは顕著な重量変化は見られない
が、 700℃以上でわずかな重量減少が見られる。 900℃
において 0.4wt%の重量減少が見られる。PbZr0.5
Ti0.5 O3のPbの総重量は63.9wt%であることを考
えると、この重量の減少がPbの蒸発によるとしても、
PZT薄膜のPb濃度変化にはほとんど影響を与えない
ことがわかる。
いて:図17に、SIMSで分析したPb、Zr、Ti、
Ptの深さ方向の二次イオン強度分布を示す。
込組成が 20atm%であるのに対して、膜の深さ中央部で
5〜6 atm%と極めて低い値を示している。さらに基板
側を見ると、PbはPt/Ti層を通過して下層のSi
O2 やSi基板にまで達している。
次イオン強度は深さ依存性を示さず、一定である。さら
に、Pt層への拡散も少なく、分析時のスパッタリング
により発生する界面の不均一さを考慮すると、Pt層へ
のZrの拡散量は無視できると考えられる。
tの二次イオン強度を見ると、Pt層内にTiが侵入し
ていることが判る。さらに、X線回折法の結果で明らか
になったように、これらの金属間化合物を形成したと考
えられる。
Pt/Ti膜上に形成した乾燥ゲル膜、アモルファス膜
及び異なる条件で形成したPZT膜の表面近傍における
Pb濃度のXPS分析結果を示す。最表面におけるPb
濃度が15〜21 atm%であるのに対して、5nm〜120nm エ
ッチングした後の濃度は成膜条件にかかわらず5〜6 a
tm%まで著しく減少している。これより、Pb濃度の著
しい不足は、乾燥ゲルの形成過程、すなわち、 170℃の
低温時において既に発生していたことが明らかになっ
た。
る。
−Ti系平衡状態図によると、PtとTiはPt8 T
i、Pt3 Ti、Pt5 Ti3 、PtTi、PtTi3
などの金属間化合物を形成する。
したPt−Pb平衡状態図からPbの挙動を考察する。
PtとPbは290℃以下でPtPb4 、PtPb及びP
t3 Pbなどの金属間化合物を形成する。上述したXP
Sの分析結果によると、Pbは乾燥ゲルの形成温度であ
る 170℃でPt層に向かって拡散しているが、SIMS
の分析結果ではPt層に蓄積されていない。このこと
は、 600℃ではPtPbX よりもPtTiX の方が、熱
力学的に安定であることを示唆している。
いて、一般には、焼結処理の際にPZT膜表面からPb
またはPbOとして蒸発していくものと考えられてい
る。しかし、実際にはPZT膜表面からの蒸発量はわず
かであって、以上の分析結果からみて、そのほとんどが
基板に拡散している。さらに、Si中でもPbが検出さ
れていることから、Pt/Ti層を通過したPbはSi
O2 に固溶し、さらにSi基板へと拡散する。
iの挙動を考察する。上述したように、基板のPtとT
iは、熱処理によって主にPt3 Tiを形成する。Pt
/Ti膜上でPZT薄膜を焼結すると、PtとTiが金
属間化合物を形成するのと同時に、PZT膜中のTiも
Pt層に吸収されて金属間化合物を形成するものと考え
られる。従って、PZT膜中のTi濃度の低減を防止す
るためには、Pt膜厚は可能な限り薄くすること及びT
iの目減り量を考慮してゾルーゲル原料の仕込組成を設
定する必要がある。
する過程において起こる反応をSIMS、XPS、XR
Dを用いて解析した。これをまとめると、特にゾルーゲ
ル法によって形成されるPZT膜の組成は、熱処理に伴
うPbの基板側への拡散とTi−Pt間の反応に大きく
影響される。特にPbの拡散現象は 170℃程度の低温に
おいても著しい。Ti濃度の減少は、焼結処理時に発生
するPtとの合金反応に起因する。また、PZT膜中の
ZrはPt層に対して極めて安定である。
T等の強誘電体膜の組成の変動を抑えてその本来の性能
を維持し、優れた電気的特性を得ることができるキャパ
シタを提供することにある。 本発明の別の目的は、強誘
電体膜の形成に際して製膜の簡略化及び安定化を図れる
キャパシタを提供することにある。 本発明の別の目的
は、強誘電体膜の形成に際して下地層の電気的特性の劣
化を防止するとともに、安定な電極構造が得られるキャ
パシタを提供することにある。
めに、本発明のキャパシタは、導電層と、上記導電層上
に形成されたバリアメタル層と、上記バリアメタル層上
に形成された拡散バリア層と、上記拡散バリア層上に形
成された第1の電極と、上記第1の電極上に形成された
強誘電体膜と、上記強誘電体膜上に形成された第2の電
極とを有し、上記拡散バリア層が上記強誘電体膜の形成
時における上記強誘電体膜に含有される第1の金属元素
の上記バリアメタル層側への拡散を防止する金属物質に
より構成され、上記第1の電極が上記強誘電体膜に含有
される第2の金属元素と金属間化合物を形成し得る金属
元素と上記第2の金属元素とを含有する金属電極であ
る。
の電極が上記第1の金属元素を含有することが好まし
い。また、上記第1の金属元素が鉛であり、上記第2の
金属元素がチタンであり、上記第3の金属元素が白金で
あり、上記拡散バリア層がタングステンにより構成され
ることが好ましい。更には、上記バリアメタル層がチタ
ンを含有し、上記第2の電極がアルミニウムを含有する
ことが好ましい。
記導電層がポリシリコン層又は半導体基板の主面に形成
された不純物拡散シリコン層であることが好ましい。
によるキャパシタの一例を概略的に示すものである。
図13に示した従来例と比べて、チタン酸ジルコン酸鉛
(PZT)からなる強誘電体膜17の下部電極16が白金
(Pt)とチタン(Ti)及びその金属間化合物からな
り、かつ、この下部電極16下に鉛(Pb)に対する拡散
バリアとして機能するタングステン(W)層18が設けら
れていることである。
は、チタン(Ti)及び/又はチタン合金(例えば窒化
チタン(TiN))からなるバリアメタル層13が設けら
れ、また上部電極8がアルミニウム(又はTi)で形成
されている点は、従来例と同様である。また、下部配線
層3はポリシリコン層からなっていてよいが、図2のよ
うに、例えばP- 型シリコン基板1に拡散法で形成され
たN+ 型半導体領域3であってもよい(但し、図中の10
は絶縁膜である)。
ゾルーゲル法や、CVD法又はスパッタで膜厚 500〜10
0,000 Åに製膜してよい。また、上記の下部電極16の膜
厚は500〜10,000Åがよい。
〜10,000Å、バリアメタル層13の膜厚は 100〜10,000Å
であることが望ましい。また、上部電極8の膜厚は 100
〜100,000 Åとしてよい。これらの各層18、13、8はそ
れぞれ、公知のスパッタリング法や真空蒸着法によって
形成することができる。
層18の存在によって、PZT膜17の形成時(膜乾燥時や
酸化焼結時等)においてその基本金属成分であるPbが
下部電極16からバリアメタル層13、更には下部配線層3
やシリコン層1へ拡散することを効果的に防止若しくは
減少させることができる。
化合物で形成しているため、この下部電極の構成金属元
素が既に熱力学的に安定した相をなしていて、Ti原子
が十分に存在していることになる。この結果、PZT膜
17からはもはやTi原子が下部電極16へ供給されること
がなく若しくはその供給量が大幅に減少する。
て、図17で述べたと同様にしてPb、Zr、Ti、P
t、更にはWの深さ方向の二次イオン強度分布の分析結
果を示す。これによれば、次のことが明らかである。
ZT層内での二次イオン強度が図17のそれと比較する
と、強度は高くて減少はみられず、そしてPbはW層内
で著しく減少しており、下層のSiO2 やSi基板にま
で達しておらず、W層のPbバリヤー効果が大である。
さ依存性を示さず、一定である。さらに、Pt−Ti層
への拡散も少なく、Pt−Ti層へのZrの拡散量は無
視できると考えられる。
次イオン強度はPZT層内では図17のそれと比較する
と、強度は殆ど変化がない。
びその電極構造によって、次の(1)〜(5)に示す顕
著な効果をもたらすことができる。
量論比の強誘電体薄膜が得られるため、優れた電気的特
性(高残留分極密度、低抗電界強度、低リーク電流密
度、高絶縁耐圧等)が得られる。
を過剰に供給する必要がないことから、製膜法の簡略
化、安定化が図れる。
シリコン基板に拡散した場合、電気的特性の劣化要因と
なるが、これを防止できる。
が効果的に防止されるため、下部電極の厚みを極力薄く
でき、このため、貴金属であるPtの使用量を軽減でき
る。
膜の形成に対して安定な電極構造を形成できる。
は、上記した顕著な効果を奏することから、半導体メモ
リ装置、例えばダイナミックRAMのメモリセルのキャ
パシタ(例えばスタック型のもの)に用いると極めて有
利である。図4及び図5に、ダイナミックRAMのメモ
リセルの一例を示す。
ールド酸化膜2で区画された素子領域が形成され、ここ
に、MOSトランジスタからなるトランスファゲートT
RとキャパシタCAPとからなるメモリセルM−CEL
が設けられている。
型ソース領域3とN+ 型ドレイン領域4が不純物拡散で
それぞれ形成され、これら両領域間にはゲート酸化膜5
を介してワードラインWLが設けられ、ドレイン領域4
にはSiO2 等の絶縁層9、10のコンタクトホール11を
介してビットラインBLが接続されている。
ものであって、ソース領域3上には絶縁層10のコンタク
トホール12を介してバリアメタル層13、拡散バリア層1
8、下部電極16が接続され、この下部電極上にPZT強
誘電体膜17及び上部電極8が順次積層されている。
は、後述する原料溶液を用い、ゾルーゲル法で形成した
膜厚2400ÅのPZT、即ちPb(Zr,Ti)O3 膜か
らなっている。また、下部電極16は、例えば膜厚 2,000
ÅのPt、Ti及びこれらの金属間化合物からなり、拡
散バリア層18は膜厚 1,000ÅのW層からなり、バリアメ
タル層13は膜厚 1,000ÅのTi層からなっている。ま
た、強誘電体膜と接する上部電極8は膜厚10,000Åのア
ルミニウム(またはPt)層からなっている。
法を図6〜図12について説明する。
(ウェハ)1上に選択酸化法によりフィールド酸化膜2
を形成し、熱酸化法によるゲート酸化膜5及び化学的気
相成長法によるポリシリコンワードラインWLをそれぞ
れ形成し、更に、As等のN型不純物の熱拡散でN+ 型
ソース領域3及びドレイン領域4をそれぞれ形成する。
せたSiO2 絶縁層10に対し、ソース領域3上にフォト
リソグラフィでコンタクトホール12を形成する。
ス領域3に接合するように、Tiバリアメタル層13、W
拡散バリア層18、Ti/Pt下部電極層16を順次スパッ
タリングによって全面に形成する。
ィで図7のように同一パターンにパターニングする。
全面にスピンコート法又はディップコート法によって、
ゾルーゲル原料溶液27を塗布する。この原料溶液27は、
構成金属元素の有機金属化合物であるPb(CH3 CO
O)2 ・3H2 O(酢酸鉛)を0.10mol/l 、Ti(i−
OC3 H7 )4 (チタニウムイソプロポキシド)を0.05
mol/l 、Zr(i−OC3 H7 )4 (ジルコニウムイソ
プロポキシド)を0.05mol/l 、そして安定剤であるNH
(C2 H4 OH)2 (ジエタノールアミン:DEA)を
1.4mol/l の配合量で、溶剤であるCH3 OC2 H4 O
H(メトキシエタノール)で希釈した溶液である。
定の温度(100〜300 ℃、特に 130〜200 ℃)で加熱し、
塗布した溶液の乾燥を行い、図9のように、乾燥ゲル膜
37を形成する。
カイト結晶が形成する温度で酸化焼結し、図10のよう
に、強誘電体薄膜17を全面に形成する。
誘電体薄膜17の不要な部分をドライエッチング法などに
よって除去し、下部電極16上にPZT強誘電体膜17を所
定パターンに形成する。
ィによって、強誘電体薄膜17との接合部に上部電極8を
所定パターンに形成する。上部電極8の形成に際して、
Pt層、次にW拡散バリア層(いずれも図示せず)をP
ZT強誘電体膜17上に、その側壁(サイドウォール)部
も覆うようにして形成してから、上部電極となる金属、
例えばアルミニウム(又はPt)をスパッタ法などによ
り形成した後、所定のパターンに形成すると更に好まし
い。
の実施例は本発明の技術的思想に基いて更に変形が可能
である。
にもルテニウム(Ru)又はこれらの混合物で形成する
ことができる。
以外にも、強誘電体薄膜の形成温度において熱力学的に
安定なパラジウム(Pd)とTiとの金属間化合物を用
いることができ、或いは、Pt−Pd−Tiの三元系と
してもよい。下部電極は更に、Pt−Pb、Pd−Pb
やPt−Pb−Ti等で形成すれば、Pbの拡散を更に
防止できるものと期待される。
i金属間化合物)中に、形成しようとする強誘電体材料
の構成元素(例えばPb、Sr、Ba等)を混合させて
おくのも、これらの拡散を防ぐ上で効果的である。
タンタル(Ta)及び/又はタンタル合金、Ti−Ta
等の他の金属で形成してよい。
にバリアメタル層13を設けたが、これを逆にしてバリア
メタル層13の下に拡散バリア層18を設けることもでき
る。また、その他のキャパシタ構成層の材質をはじめ、
キャパシタ自体のパターン、配線若しくは接続構造等も
上述した例に限らず、種々変更可能である。また、キャ
パシタは上述した縦方向への積層構造以外に、その積層
方向は種々に変更してよい。
よく、例えば、PZT膜17については、上述したゾルー
ゲル原料溶液の成分として、酢酸鉛以外に、2−エチル
ヘキサン酸鉛、ナフテン酸鉛等の脂肪酸鉛や鉛−ジ−n
−ブトキシド、鉛−ジ−n−ペントキシド等の鉛アルコ
キシドが使用可能である。
ン−テトラ−n−ブトキシド、チタン−テトラ−n−ペ
ントキシド等のチタニウムアルコキシドや2−エチルヘ
キサン酸チタニウム、ナフテン酸チタニウム等の脂肪酸
のチタン塩が使用可能である。
ルコニウム−テトラ−n−ブトキシド、ジルコニウム−
テトラ−n−ペントキシド等のジルコニウムアルコキシ
ドや2−エチルヘキサン酸ジルコニウム、ナフテン酸ジ
ルコニウム等の脂肪酸のジルコニウム塩が使用可能であ
る。
リエタノールアミン等のアルカノールアミン又はアセチ
ルアセトン等のβ−ジケトンがそれぞれ単独に或いは併
用して使用可能である。
ル以外に、イソプロパノール、n−ブタノール等が使用
可能である。
タリングやCVD等で形成することができる。他のキャ
パシタ構成層についても種々の方法で製膜可能である。
強誘電体の組成も種々変更してよい。また、その適用対
象も上述したスタック型キャパシタに限らず、SiO2
膜上に上述のスタック型キャパシタを設けてこのキャパ
シタの下部電極を延設してトランスファゲートのソース
領域と接続する構造としてよいし、或いはスタック型で
はなく、いわゆるトレンチ(溝)内にキャパシタを組み
込んだ構造のキャパシタにも適用可能である。その他、
上述した電極構造を半導体メモリの他の箇所に適用する
こともできる。
シタによれば、強誘電体膜と接する電極(第1の電極)
とバリアメタル層との間に、強誘電体膜の形成時におけ
る強誘電体膜の基本的元素(第1の金属元素)のバリア
メタル層側への拡散を防止する拡散バリア層を設けると
共に、第1の電極を強誘電体膜に含まれる第2の金属元
素を含有する金属電極とすることにより、強誘電体膜の
組成の変動を抑えてその本来の性能を維持し、優れた電
気的特性を得ることができる。また、強誘電体膜の形成
に際して、製膜の簡略化や安定化を図り、下地層の電気
的特性の劣化を防止し、安定な電極構造を得ることもで
きる。
である。
面図である。
図である。
ダイナミックRAMのメモリセルの拡大断面図(図5の
IV−IV線断面図)である。
面図である。
大断面図である。
大断面図である。
大断面図である。
大断面図である。
大断面図である。
の拡大断面図である。
る。
の乾燥温度による重量変化(TGA)を示すグラフであ
る。
布図である。
Claims (5)
- 【請求項1】 導電層と、 上記導電層上に形成されたバリアメタル層と、 上記バリアメタル層上に形成された拡散バリア層と、 上記拡散バリア層上に形成された第1の電極と、 上記第1の電極上に形成された強誘電体膜と、 上記強誘電体膜上に形成された第2の電極と を有し、 上記拡散バリア層が上記強誘電体膜の形成時における上
記強誘電体膜に含有される第1の金属元素の上記バリア
メタル層側への拡散を防止する金属物質により構成さ
れ、 上記第1の電極が上記強誘電体膜に含有される第2の金
属元素と金属間化合物を形成し得る第3の金属元素と上
記第2の金属元素とを含有する金属電極である キャパシ
タ。 - 【請求項2】 上記第1の電極が上記第1の金属元素を
含有する請求項1に記載のキャパシタ。 - 【請求項3】 上記第1の金属元素が鉛であり、上記第
2の金属元素がチタンであり、上記第3の金属元素が白
金であり、上記拡散バリア層がタングステンにより構成
される請求項1又は請求項2に記載のキャパシタ。 - 【請求項4】 上記バリアメタル層がチタンを含有し、
上記第2の電極がアルミニウムを含有する請求項3に記
載のキャパシタ。 - 【請求項5】 上記導電層がポリシリコン層又は半導体
基板の主面に形成された不純物拡散シリコン層である請
求項1、2、3又は4に記載のキャパシタ。
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