JPH11330388A - 半導体記憶装置及びその製造方法 - Google Patents
半導体記憶装置及びその製造方法Info
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- JPH11330388A JPH11330388A JP10131883A JP13188398A JPH11330388A JP H11330388 A JPH11330388 A JP H11330388A JP 10131883 A JP10131883 A JP 10131883A JP 13188398 A JP13188398 A JP 13188398A JP H11330388 A JPH11330388 A JP H11330388A
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- Electrodes Of Semiconductors (AREA)
- Semiconductor Memories (AREA)
Abstract
(57)【要約】
【課題】 キャパシタの電極を改良することにより誘電
体膜の薄膜化を可能とする。 【解決手段】 一対の電極１０３、１０５とこの一対の
電極間に挟まれた誘電体膜１０４とによって構成された
キャパシタを有する半導体記憶装置において、少なくと
も一方の電極が、複数の金属元素からなる非晶質の金属
膜、或いは少なくとも一つの金属元素の酸化物からなる
非晶質の金属酸化物膜によって構成されている。
体膜の薄膜化を可能とする。 【解決手段】 一対の電極１０３、１０５とこの一対の
電極間に挟まれた誘電体膜１０４とによって構成された
キャパシタを有する半導体記憶装置において、少なくと
も一方の電極が、複数の金属元素からなる非晶質の金属
膜、或いは少なくとも一つの金属元素の酸化物からなる
非晶質の金属酸化物膜によって構成されている。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、半導体記憶装置及
びその製造方法に関するものである。
びその製造方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】ダイナミック・ランダム・アクセス・メ
モリ（ＤＲＡＭ：Dynamic Random Access Memory）に代
表される半導体集積回路の高集積化・超微細化に伴い、
素子面積は世代毎に縮小されてきている。しかし、一つ
のトランジスタと一つのキャパシタとで構成されるＤＲ
ＡＭでは、情報を記憶するキャパシタの面積の縮小化に
より情報の記憶機能を損なうことになる。
モリ（ＤＲＡＭ：Dynamic Random Access Memory）に代
表される半導体集積回路の高集積化・超微細化に伴い、
素子面積は世代毎に縮小されてきている。しかし、一つ
のトランジスタと一つのキャパシタとで構成されるＤＲ
ＡＭでは、情報を記憶するキャパシタの面積の縮小化に
より情報の記憶機能を損なうことになる。
【０００３】そこで、情報記憶機能を損なわないよう
に、半導体装置が高集積化・微細化されても十分なキャ
パシタ容量が確保できるよう、様々な工夫がなされてい
る。その一つとして、キャパシタ絶縁膜材料に従来の酸
化シリコン／窒化シリコン複合膜より誘電率の高い材料
を用いることが検討されている。高誘電率材料として
は、チタン酸ストロンチウム（ＳｒＴｉＯ3 ）やチタン
酸ストロンチウムバリウム（（Ｂａ，Ｓｒ）ＴｉＯ3 、
以下ＢＳＴと記す）などが挙げられる。また、Ｐｂ（Ｚ
ｒ，Ｔｉ）Ｏ3 （以下ＰＺＴと記す）やＳｒＢｉ2 Ｔａ
2 Ｏ9 （以下ＳＢＴと記す）などの機能性材料薄膜の採
用が検討されるようになってきており、ＦＲＡＭ（Ferr
oelectric Random Access read write Memory ）等の全
く新しい機能をもったデバイスが提案されはじめてい
る。
に、半導体装置が高集積化・微細化されても十分なキャ
パシタ容量が確保できるよう、様々な工夫がなされてい
る。その一つとして、キャパシタ絶縁膜材料に従来の酸
化シリコン／窒化シリコン複合膜より誘電率の高い材料
を用いることが検討されている。高誘電率材料として
は、チタン酸ストロンチウム（ＳｒＴｉＯ3 ）やチタン
酸ストロンチウムバリウム（（Ｂａ，Ｓｒ）ＴｉＯ3 、
以下ＢＳＴと記す）などが挙げられる。また、Ｐｂ（Ｚ
ｒ，Ｔｉ）Ｏ3 （以下ＰＺＴと記す）やＳｒＢｉ2 Ｔａ
2 Ｏ9 （以下ＳＢＴと記す）などの機能性材料薄膜の採
用が検討されるようになってきており、ＦＲＡＭ（Ferr
oelectric Random Access read write Memory ）等の全
く新しい機能をもったデバイスが提案されはじめてい
る。
【０００４】これらの誘電体をＤＲＡＭのキャパシタと
して用いる場合、誘電体膜を挟む上部・下部電極には、
Ｐｔ、Ｒｕ、Ｉｒなどの貴金属或いはそれらの酸化物が
用いられる。その理由は、ＢＳＴ、ＰＺＴ、ＳＢＴは酸
化物であり、これらの膜を形成する際に下部電極が酸素
雰囲気に晒されて電極表面が酸化されるが、その酸化物
が電気伝導性を有していない場合、該酸化物はＢＳＴ、
ＰＺＴ、ＳＢＴなどよりも誘電率が低い低誘電率層とし
て働くためである。このような低誘電率層が形成される
と、キャパシタ全体の静電容量を低下させることにな
り、ひいては電荷蓄積部としてのキャパシタの能力を低
下させることになる。キャパシタの電荷蓄積能力の低下
は、特にギガビット以上の集積度を有する超微細・高密
度メモリの実現にとって大きな障害となる。従って、電
極としては酸化しにくい金属或いは、酸化しても導電性
を有する金属を用いることが望ましい。
して用いる場合、誘電体膜を挟む上部・下部電極には、
Ｐｔ、Ｒｕ、Ｉｒなどの貴金属或いはそれらの酸化物が
用いられる。その理由は、ＢＳＴ、ＰＺＴ、ＳＢＴは酸
化物であり、これらの膜を形成する際に下部電極が酸素
雰囲気に晒されて電極表面が酸化されるが、その酸化物
が電気伝導性を有していない場合、該酸化物はＢＳＴ、
ＰＺＴ、ＳＢＴなどよりも誘電率が低い低誘電率層とし
て働くためである。このような低誘電率層が形成される
と、キャパシタ全体の静電容量を低下させることにな
り、ひいては電荷蓄積部としてのキャパシタの能力を低
下させることになる。キャパシタの電荷蓄積能力の低下
は、特にギガビット以上の集積度を有する超微細・高密
度メモリの実現にとって大きな障害となる。従って、電
極としては酸化しにくい金属或いは、酸化しても導電性
を有する金属を用いることが望ましい。
【０００５】ところが、Ｐｔ、Ｉｒ、Ｒｕを電極として
用いると、スパッタリングや化学気相堆積（ＣＶＤ）に
よって電極を形成する時点で電極材料が多結晶になって
しまう。或いは、電極形成時には結晶化していなくても
誘電体膜を形成する際に通常結晶化してしまう。電極が
多結晶であるとその表面の凹凸が大きくなる。また、電
極形成時には非晶質で、その上に誘電体膜を形成する際
に結晶化する場合、電極表面の凹凸がキャパシタ形成時
に変化してしまう。
用いると、スパッタリングや化学気相堆積（ＣＶＤ）に
よって電極を形成する時点で電極材料が多結晶になって
しまう。或いは、電極形成時には結晶化していなくても
誘電体膜を形成する際に通常結晶化してしまう。電極が
多結晶であるとその表面の凹凸が大きくなる。また、電
極形成時には非晶質で、その上に誘電体膜を形成する際
に結晶化する場合、電極表面の凹凸がキャパシタ形成時
に変化してしまう。
【０００６】このように電極、特に誘電体膜を形成する
際の下地となる下部電極の表面の凹凸が大きいと、誘電
体膜を薄膜化した際にリーク電流の増大をもたらすこと
になる。高い誘電率を有するＢＳＴや強誘電性を有する
ＰＺＴ、ＳＢＴなどを高集積半導体記憶装置に使おうと
すると、キャパシタの性能を素子を微細化しても確保で
きるようにするために薄膜化は必須である。ＢＳＴなど
の高誘電体をＤＲＡＭのキャパシタに用いようとする場
合は、薄膜化できないと微細化に伴う寸法的制約を受け
キャパシタの容量を大きくすることができない。また、
ＰＺＴ、ＳＢＴなどの強誘電体をＦＲＡＭのキャパシタ
に用いようとする場合は、薄膜化できないと微細化に伴
う寸法的制約を受けるほか、分極を反転するための電圧
を低くすることができず低電圧動作ができない。
際の下地となる下部電極の表面の凹凸が大きいと、誘電
体膜を薄膜化した際にリーク電流の増大をもたらすこと
になる。高い誘電率を有するＢＳＴや強誘電性を有する
ＰＺＴ、ＳＢＴなどを高集積半導体記憶装置に使おうと
すると、キャパシタの性能を素子を微細化しても確保で
きるようにするために薄膜化は必須である。ＢＳＴなど
の高誘電体をＤＲＡＭのキャパシタに用いようとする場
合は、薄膜化できないと微細化に伴う寸法的制約を受け
キャパシタの容量を大きくすることができない。また、
ＰＺＴ、ＳＢＴなどの強誘電体をＦＲＡＭのキャパシタ
に用いようとする場合は、薄膜化できないと微細化に伴
う寸法的制約を受けるほか、分極を反転するための電圧
を低くすることができず低電圧動作ができない。
【０００７】
【発明が解決しようとする課題】以上述べたように、Ｂ
ＳＴなどの高誘電体やＰＺＴ、ＳＢＴなどの強誘電体を
ＤＲＡＭやＦＲＡＭなどの高集積・超微細半導体記憶装
置に用いる場合、Ｐｔ、Ｉｒ、Ｒｕなどの貴金属をキャ
パシタの電極として用いると、電極材料が結晶質となる
ために電極表面の凹凸が大きくなり、そのため誘電体膜
を薄膜化することができず、高集積・超微細半導体記憶
装置の実現が困難であるという問題があった。
ＳＴなどの高誘電体やＰＺＴ、ＳＢＴなどの強誘電体を
ＤＲＡＭやＦＲＡＭなどの高集積・超微細半導体記憶装
置に用いる場合、Ｐｔ、Ｉｒ、Ｒｕなどの貴金属をキャ
パシタの電極として用いると、電極材料が結晶質となる
ために電極表面の凹凸が大きくなり、そのため誘電体膜
を薄膜化することができず、高集積・超微細半導体記憶
装置の実現が困難であるという問題があった。
【０００８】本発明は上記従来の課題に対してなされた
ものであり、キャパシタの電極を改良することにより誘
電体膜の薄膜化を可能とし、高集積・超微細化を実現す
ることが可能な半導体記憶装置及びその製造方法を提供
することを目的とするものである。
ものであり、キャパシタの電極を改良することにより誘
電体膜の薄膜化を可能とし、高集積・超微細化を実現す
ることが可能な半導体記憶装置及びその製造方法を提供
することを目的とするものである。
【０００９】
【課題を解決するための手段】本発明は、一対の電極と
この一対の電極間に挟まれた誘電体膜とによって構成さ
れたキャパシタを有する半導体記憶装置において、前記
一対の電極の少なくとも一方が複数の金属元素からなる
非晶質の金属膜によって構成されていることを特徴とす
る（請求項１）。
この一対の電極間に挟まれた誘電体膜とによって構成さ
れたキャパシタを有する半導体記憶装置において、前記
一対の電極の少なくとも一方が複数の金属元素からなる
非晶質の金属膜によって構成されていることを特徴とす
る（請求項１）。
【００１０】本発明によれば、複数の金属元素を合金化
することにより、単体では結晶質である金属であっても
容易に非晶質の金属膜を得ることができる。このような
非晶質の金属膜によってキャパシタの電極を形成するこ
とで、その表面の凹凸を極めて小さく（例えば凹凸が１
ｎｍ以下）することができるため、リーク電流を増大さ
せることなく高誘電体や強誘電体の薄膜化が可能（例え
ば膜厚が２０ｎｍ以下）となる。よって、ＤＲＡＭキャ
パシタの電荷蓄積能力の向上やＦＲＡＭの動作電圧の低
電圧化等が可能となり、高集積化、超微細化された高性
能の半導体記憶装置を実現することが可能となる。
することにより、単体では結晶質である金属であっても
容易に非晶質の金属膜を得ることができる。このような
非晶質の金属膜によってキャパシタの電極を形成するこ
とで、その表面の凹凸を極めて小さく（例えば凹凸が１
ｎｍ以下）することができるため、リーク電流を増大さ
せることなく高誘電体や強誘電体の薄膜化が可能（例え
ば膜厚が２０ｎｍ以下）となる。よって、ＤＲＡＭキャ
パシタの電荷蓄積能力の向上やＦＲＡＭの動作電圧の低
電圧化等が可能となり、高集積化、超微細化された高性
能の半導体記憶装置を実現することが可能となる。
【００１１】前記非晶質の金属膜を構成する各金属元素
は、単体での結晶構造が互いに異なるものであることを
特徴とする（請求項２）。このように、単体での結晶構
造が互いに異なる金属元素を混合することにより、結晶
化を阻害して容易に非晶質の金属膜を得ることが可能と
なる。例えば、六方稠密構造（ｈｃｐ）であるＲｕと体
心立方構造（ｂｃｃ）であるＮｂを用いることにより、
容易に非晶質の金属膜を得ることができる。
は、単体での結晶構造が互いに異なるものであることを
特徴とする（請求項２）。このように、単体での結晶構
造が互いに異なる金属元素を混合することにより、結晶
化を阻害して容易に非晶質の金属膜を得ることが可能と
なる。例えば、六方稠密構造（ｈｃｐ）であるＲｕと体
心立方構造（ｂｃｃ）であるＮｂを用いることにより、
容易に非晶質の金属膜を得ることができる。
【００１２】前記非晶質の金属膜を構成する各金属元素
の酸化物生成自由エネルギーは、前記誘電体膜を構成す
る全ての金属元素の酸化物生成自由エネルギーよりも大
きいことを特徴とする（請求項３）。このように、各金
属元素の酸化物生成自由エネルギーを誘電体膜を構成す
る金属元素のそれよりも大きくすることで、誘電体膜中
の酸素欠損の発生を抑制することができ、特性や信頼性
に優れたキャパシタを得ることができる。
の酸化物生成自由エネルギーは、前記誘電体膜を構成す
る全ての金属元素の酸化物生成自由エネルギーよりも大
きいことを特徴とする（請求項３）。このように、各金
属元素の酸化物生成自由エネルギーを誘電体膜を構成す
る金属元素のそれよりも大きくすることで、誘電体膜中
の酸素欠損の発生を抑制することができ、特性や信頼性
に優れたキャパシタを得ることができる。
【００１３】また、本発明は、一対の電極とこの一対の
電極間に挟まれた誘電体膜とによって構成されたキャパ
シタを有する半導体記憶装置において、前記一対の電極
の少なくとも一方が少なくとも一つの金属元素の酸化物
からなる非晶質の金属酸化物膜によって構成されている
ことを特徴とする（請求項４）。
電極間に挟まれた誘電体膜とによって構成されたキャパ
シタを有する半導体記憶装置において、前記一対の電極
の少なくとも一方が少なくとも一つの金属元素の酸化物
からなる非晶質の金属酸化物膜によって構成されている
ことを特徴とする（請求項４）。
【００１４】本発明によれば、少なくとも一つの金属元
素の酸化物を用いることにより、単体では結晶質である
金属であっても導電性を有する非晶質の金属酸化物膜を
得ることができる。特に、複数の金属元素の酸化物とす
ることにより、容易に非晶質の金属酸化物膜を得ること
ができる。このような非晶質の金属酸化物膜によってキ
ャパシタの電極を形成することで、その表面の凹凸を極
めて小さく（例えば凹凸が１ｎｍ以下）することができ
るため、請求項１と同様、リーク電流を増大させること
なく高誘電体や強誘電体の薄膜化が可能（例えば膜厚が
２０ｎｍ以下）となり、高集積化、超微細化された高性
能の半導体記憶装置を実現することが可能となる。
素の酸化物を用いることにより、単体では結晶質である
金属であっても導電性を有する非晶質の金属酸化物膜を
得ることができる。特に、複数の金属元素の酸化物とす
ることにより、容易に非晶質の金属酸化物膜を得ること
ができる。このような非晶質の金属酸化物膜によってキ
ャパシタの電極を形成することで、その表面の凹凸を極
めて小さく（例えば凹凸が１ｎｍ以下）することができ
るため、請求項１と同様、リーク電流を増大させること
なく高誘電体や強誘電体の薄膜化が可能（例えば膜厚が
２０ｎｍ以下）となり、高集積化、超微細化された高性
能の半導体記憶装置を実現することが可能となる。
【００１５】また、上述した半導体記憶装置の代表的な
製造方法としては、キャパシタの第１の電極膜として複
数の金属元素からなる非晶質の金属膜または少なくとも
一つの金属元素の酸化物からなる非晶質の金属酸化物膜
をＣＶＤ法によって形成する工程と、前記第１の電極膜
上にキャパシタの誘電体膜をＣＶＤ法によって前記第１
の電極膜の成膜温度よりも高い温度で形成する工程と、
前記誘電体膜上にキャパシタの第２の電極膜を形成する
工程とを有するものをあげることができる（請求項
５）。
製造方法としては、キャパシタの第１の電極膜として複
数の金属元素からなる非晶質の金属膜または少なくとも
一つの金属元素の酸化物からなる非晶質の金属酸化物膜
をＣＶＤ法によって形成する工程と、前記第１の電極膜
上にキャパシタの誘電体膜をＣＶＤ法によって前記第１
の電極膜の成膜温度よりも高い温度で形成する工程と、
前記誘電体膜上にキャパシタの第２の電極膜を形成する
工程とを有するものをあげることができる（請求項
５）。
【００１６】
【発明の実施の形態】以下、本発明の実施形態を図面を
参照して説明する。 （実施形態１）図１は、本発明の効果を検証するために
製作した平面キャパシタの概略構成図である。以下、図
１を参照して製造工程等を説明する。
参照して説明する。 （実施形態１）図１は、本発明の効果を検証するために
製作した平面キャパシタの概略構成図である。以下、図
１を参照して製造工程等を説明する。
【００１７】まず、Ｓｉ基板１０１を熱酸化してシリコ
ン酸化膜１０２を１００ｎｍ形成し、これを下地基板と
した。この上に、下部電極１０３としてＲｕ−Ｎｂ膜を
室温でスパッタリングすることにより形成した。このＲ
ｕ−Ｎｂ膜の組成はＮｂを１０％とし、膜厚は１０ｎｍ
とした。下部電極１０３までを形成した時点でＸ線回折
を測定した結果、回折ピークは観測されず非晶質である
ことが確認された。また、原子間力顕微鏡（ＡＦＭ）で
表面の凹凸を測定した結果、平均表面荒さは１ｎｍ以下
であった。
ン酸化膜１０２を１００ｎｍ形成し、これを下地基板と
した。この上に、下部電極１０３としてＲｕ−Ｎｂ膜を
室温でスパッタリングすることにより形成した。このＲ
ｕ−Ｎｂ膜の組成はＮｂを１０％とし、膜厚は１０ｎｍ
とした。下部電極１０３までを形成した時点でＸ線回折
を測定した結果、回折ピークは観測されず非晶質である
ことが確認された。また、原子間力顕微鏡（ＡＦＭ）で
表面の凹凸を測定した結果、平均表面荒さは１ｎｍ以下
であった。
【００１８】続いて、誘電体膜１０４としてＢａ0.5 Ｓ
ｒ0.5 ＴｉＯ3 をＣＶＤ法で形成した。ＣＶＤの原料に
は、Ｂａ（Ｃ11Ｈ19Ｏ2 ）2 （以下、Ｂａ（ＴＨＤ）2
と記す）、Ｓｒ（Ｃ11Ｈ19Ｏ2 ）2 （以下、Ｓｒ（ＴＨ
Ｄ）2 と記す）、Ｔｉ（Ｃ11Ｈ19Ｏ2 ）2 （ｉ−ＯＣ3
Ｈ7 ）2 （以下、Ｔｉ（ＴＨＤ）2 （ｉ−ＯＰｒ）2と
記す）を（２，２，６，６−テトラメチル−３，５ヘプ
タンダイオン（Ｃ11Ｈ19Ｏ2 ）を以下ＴＨＤと記す）そ
れぞれテトラヒドロフラン（Ｃ4 Ｈ8 Ｏ、以下ＴＨＦと
記す）に溶解させたものを用い、成膜温度４５０℃で成
膜した。成膜後、ＢＳＴを７００℃の窒素雰囲気中で１
分間熱処理した。この時点で再度Ｘ線回折を測定した
が、ＢＳＴ以外の明瞭なピークは観測されず、ＢＳＴ成
膜、熱処理工程を通しても下部電極１０３は非晶質のま
まであることを確認した。また、一部試料のＢＳＴを除
去してＡＦＭで表面凹凸を測定したが、下部電極１０３
形成直後と表面荒さは変わらず１ｎｍ以下であった。そ
の後、上部電極１０５としてスパッタリング法でＲｕを
１０ｎｍ堆積した。
ｒ0.5 ＴｉＯ3 をＣＶＤ法で形成した。ＣＶＤの原料に
は、Ｂａ（Ｃ11Ｈ19Ｏ2 ）2 （以下、Ｂａ（ＴＨＤ）2
と記す）、Ｓｒ（Ｃ11Ｈ19Ｏ2 ）2 （以下、Ｓｒ（ＴＨ
Ｄ）2 と記す）、Ｔｉ（Ｃ11Ｈ19Ｏ2 ）2 （ｉ−ＯＣ3
Ｈ7 ）2 （以下、Ｔｉ（ＴＨＤ）2 （ｉ−ＯＰｒ）2と
記す）を（２，２，６，６−テトラメチル−３，５ヘプ
タンダイオン（Ｃ11Ｈ19Ｏ2 ）を以下ＴＨＤと記す）そ
れぞれテトラヒドロフラン（Ｃ4 Ｈ8 Ｏ、以下ＴＨＦと
記す）に溶解させたものを用い、成膜温度４５０℃で成
膜した。成膜後、ＢＳＴを７００℃の窒素雰囲気中で１
分間熱処理した。この時点で再度Ｘ線回折を測定した
が、ＢＳＴ以外の明瞭なピークは観測されず、ＢＳＴ成
膜、熱処理工程を通しても下部電極１０３は非晶質のま
まであることを確認した。また、一部試料のＢＳＴを除
去してＡＦＭで表面凹凸を測定したが、下部電極１０３
形成直後と表面荒さは変わらず１ｎｍ以下であった。そ
の後、上部電極１０５としてスパッタリング法でＲｕを
１０ｎｍ堆積した。
【００１９】ＢＳＴの膜厚は１０ｎｍから３０ｎｍまで
変化させ、様々なＢＳＴ膜厚のキャパシタを作製した。
このキャパシタの電気特性を評価した結果、ＢＳＴ膜厚
が１０ｎｍから３０ｎｍまでの範囲でリーク電流にはほ
とんど差がなく、ＤＲＡＭ動作に必要な１０-8Ａ／ｃｍ
2 以下の値であった。また、比誘電率もＢＳＴ膜厚によ
らず一定でその値は約３００であった。
変化させ、様々なＢＳＴ膜厚のキャパシタを作製した。
このキャパシタの電気特性を評価した結果、ＢＳＴ膜厚
が１０ｎｍから３０ｎｍまでの範囲でリーク電流にはほ
とんど差がなく、ＤＲＡＭ動作に必要な１０-8Ａ／ｃｍ
2 以下の値であった。また、比誘電率もＢＳＴ膜厚によ
らず一定でその値は約３００であった。
【００２０】一方、比較のため下部電極１０３をＲｕと
した試料を作製した。この場合、下部Ｒｕ電極１０３の
作製条件によっては、電極形成直後に既に下部電極１０
３は結晶化していることがＸ線回折によって確認され
た。また、表面荒さは５ｎｍ程度であった。この電極を
用いその他は前記のＲｕ−Ｎｂを用いた場合と同様にし
てキャパシタを作製した。キャパシタ形成後ＢＳＴを除
去して下部電極表面の凹凸の変化を調べたところ、表面
荒さは１０ｎｍ程度に増大していた。このキャパシタの
電気特性を評価した結果、リーク電流はＢＳＴ膜厚を２
０ｎｍ以下にすると増大し、ＤＲＡＭのキャパシタとし
ては利用不可能な値となった。
した試料を作製した。この場合、下部Ｒｕ電極１０３の
作製条件によっては、電極形成直後に既に下部電極１０
３は結晶化していることがＸ線回折によって確認され
た。また、表面荒さは５ｎｍ程度であった。この電極を
用いその他は前記のＲｕ−Ｎｂを用いた場合と同様にし
てキャパシタを作製した。キャパシタ形成後ＢＳＴを除
去して下部電極表面の凹凸の変化を調べたところ、表面
荒さは１０ｎｍ程度に増大していた。このキャパシタの
電気特性を評価した結果、リーク電流はＢＳＴ膜厚を２
０ｎｍ以下にすると増大し、ＤＲＡＭのキャパシタとし
ては利用不可能な値となった。
【００２１】このようにＲｕ−Ｎｂを用いた場合に、Ｂ
ＳＴを薄膜化してもリーク電流が増大しなかったのは、
ＢＳＴ形成の際に下地となる下部電極が非晶質であるこ
とによる。Ｒｕ−Ｎｂはそれぞれ単体で金属膜を形成す
ると結晶化しやすいが、本実施形態のようにＲｕ−Ｎｂ
の合金とすることにより、結晶化が阻害され非晶質にな
ることが確認された。また、この電極はＢＳＴキャパシ
タ形成時の熱工程を通しても非晶質であることがわかっ
た。結晶化が阻害される要因としては、Ｒｕ及びＮｂの
融点が高いこと、Ｒｕ及びＮｂの単体での結晶構造が異
なることもあげることができる。また、リーク電流が増
大しなかった要因としてはさらに、Ｒｕ及びＮｂの酸化
物生成自由エネルギーがＢＳＴの構成金属元素（Ｂａ、
Ｓｒ、Ｔｉ）の酸化物生成自由エネルギーよりも大きい
ため、ＢＳＴ中の酸素欠損の発生を抑制していることが
あげられる。
ＳＴを薄膜化してもリーク電流が増大しなかったのは、
ＢＳＴ形成の際に下地となる下部電極が非晶質であるこ
とによる。Ｒｕ−Ｎｂはそれぞれ単体で金属膜を形成す
ると結晶化しやすいが、本実施形態のようにＲｕ−Ｎｂ
の合金とすることにより、結晶化が阻害され非晶質にな
ることが確認された。また、この電極はＢＳＴキャパシ
タ形成時の熱工程を通しても非晶質であることがわかっ
た。結晶化が阻害される要因としては、Ｒｕ及びＮｂの
融点が高いこと、Ｒｕ及びＮｂの単体での結晶構造が異
なることもあげることができる。また、リーク電流が増
大しなかった要因としてはさらに、Ｒｕ及びＮｂの酸化
物生成自由エネルギーがＢＳＴの構成金属元素（Ｂａ、
Ｓｒ、Ｔｉ）の酸化物生成自由エネルギーよりも大きい
ため、ＢＳＴ中の酸素欠損の発生を抑制していることが
あげられる。
【００２２】なお、本実施形態ではＮｂ組成を１０％と
したが、Ｎｂ組成が１〜９９％の範囲でも本実施形態と
同様の効果が有り、非晶質電極を形成できることが確認
された。また、電極の種類もＲｕ−Ｎｂに限るものでは
なく、例えばＮｂの代わりにＢｉを用いることも可能で
あり、Ｒｕの代わりにＰｔやＩｒを用いることも可能で
ある。
したが、Ｎｂ組成が１〜９９％の範囲でも本実施形態と
同様の効果が有り、非晶質電極を形成できることが確認
された。また、電極の種類もＲｕ−Ｎｂに限るものでは
なく、例えばＮｂの代わりにＢｉを用いることも可能で
あり、Ｒｕの代わりにＰｔやＩｒを用いることも可能で
ある。
【００２３】（実施形態２）本実施形態では、強誘電体
であるＳＢＴを用いた平面キャパシタについて説明す
る。誘電体膜をＳＢＴとした他はキャパシタの構造は先
に示した図１の構造と同様であるため、図１を援用して
以下説明する。
であるＳＢＴを用いた平面キャパシタについて説明す
る。誘電体膜をＳＢＴとした他はキャパシタの構造は先
に示した図１の構造と同様であるため、図１を援用して
以下説明する。
【００２４】まず、Ｓｉ基板１０１を熱酸化してシリコ
ン酸化膜１０２を１００ｎｍ形成し、これを下地基板と
した。この上に下部電極１０３としてＲｕ−Ｎｂを室温
でスパッタリングすることにより形成した。Ｒｕ−Ｎｂ
の組成はＮｂが１０％とし、膜厚は１０ｎｍとした。下
部電極１０３まで形成した時点でＸ線回折を測定した結
果、回折ピークは観測されず非晶質であることが確認さ
れた。また、原子間力顕微鏡（ＡＦＭ）で表面の凹凸を
測定した結果、平均表面荒さは１ｎｍ以下であった。
ン酸化膜１０２を１００ｎｍ形成し、これを下地基板と
した。この上に下部電極１０３としてＲｕ−Ｎｂを室温
でスパッタリングすることにより形成した。Ｒｕ−Ｎｂ
の組成はＮｂが１０％とし、膜厚は１０ｎｍとした。下
部電極１０３まで形成した時点でＸ線回折を測定した結
果、回折ピークは観測されず非晶質であることが確認さ
れた。また、原子間力顕微鏡（ＡＦＭ）で表面の凹凸を
測定した結果、平均表面荒さは１ｎｍ以下であった。
【００２５】続いて、誘電体膜１０４としてＳＢＴをス
パッタ法で形成した。スパッタ時の基板温度は室温とし
た。成膜後ＳＢＴを７００℃の窒素雰囲気中で30分間熱
処理した。この時点で再度Ｘ線回折を測定したが、ＳＢ
Ｔ以外の明瞭なピークは観測されず、ＳＢＴ成膜、熱処
理工程を通しても下部電極１０３は非晶質のままである
ことを確認した。また、ＳＢＴを一部除去してＡＦＭで
表面凹凸を測定したが、下部電極１０３形成直後と表面
荒さは変わらず１ｎｍ以下であった。その後上部電極１
０５として、スパッタリング法でＲｕを１０ｎｍ堆積し
た。
パッタ法で形成した。スパッタ時の基板温度は室温とし
た。成膜後ＳＢＴを７００℃の窒素雰囲気中で30分間熱
処理した。この時点で再度Ｘ線回折を測定したが、ＳＢ
Ｔ以外の明瞭なピークは観測されず、ＳＢＴ成膜、熱処
理工程を通しても下部電極１０３は非晶質のままである
ことを確認した。また、ＳＢＴを一部除去してＡＦＭで
表面凹凸を測定したが、下部電極１０３形成直後と表面
荒さは変わらず１ｎｍ以下であった。その後上部電極１
０５として、スパッタリング法でＲｕを１０ｎｍ堆積し
た。
【００２６】ＳＢＴの膜厚を１０ｎｍから３０ｎｍまで
変化させて様々なＳＢＴ膜厚のキャパシタを作製した。
このキャパシタの電気特性を評価した結果、ＳＢＴ膜厚
が１０ｍから３０ｎｍまでの範囲でリーク電流にはほと
んど差がなかった。また、強誘電特性（残留分極、抗電
界）もＳＢＴ膜厚によらず一定であった。その結果、分
極反転電圧はＳＢＴ膜厚に比例し、ＳＢＴ膜厚を薄くす
るに従い低電圧で分極反転するようになった。また、薄
膜化しても残留分極は一定であり１５μＣ／ｃｍ2 であ
った。
変化させて様々なＳＢＴ膜厚のキャパシタを作製した。
このキャパシタの電気特性を評価した結果、ＳＢＴ膜厚
が１０ｍから３０ｎｍまでの範囲でリーク電流にはほと
んど差がなかった。また、強誘電特性（残留分極、抗電
界）もＳＢＴ膜厚によらず一定であった。その結果、分
極反転電圧はＳＢＴ膜厚に比例し、ＳＢＴ膜厚を薄くす
るに従い低電圧で分極反転するようになった。また、薄
膜化しても残留分極は一定であり１５μＣ／ｃｍ2 であ
った。
【００２７】一方、比較のため下部電極１０３をＲｕと
した試料を作製した。この場合、下部Ｒｕ電極１０３の
作成条件によっては電極形成直後に既に下部電極１０３
は結晶化していることがＸ線回折によって確認された。
また、表面荒さは５ｎｍ程度であった。この電極を用い
てＲｕ−Ｎｂを用いた場合と同様にしてキャパシタを作
製した。キャパシタの形成は下部電極１０３にＲｕを用
いた他はＲｕ−Ｎｂを用いた場合と同様とした。キャパ
シタ形成後、ＳＢＴを除去して下部電極表面の凹凸の変
化を調べたところ、表面荒さは１０ｎｍ程度に増大して
いた。このキャパシタの電気特性を評価した結果、リー
ク電流はＳＢＴを２０ｎｍ以下に薄膜化すると増大し
た。その結果、ＳＢＴを２０ｎｍ以下に薄膜化すると、
残留分極値が低下し、抗電界も増加した。これを反映し
て、ＳＢＴ膜厚を薄くしても分極反転電圧を低電圧化す
ることはできず、ＦＲＡＭのキャパシタとしては利用不
可能であることがわかった。
した試料を作製した。この場合、下部Ｒｕ電極１０３の
作成条件によっては電極形成直後に既に下部電極１０３
は結晶化していることがＸ線回折によって確認された。
また、表面荒さは５ｎｍ程度であった。この電極を用い
てＲｕ−Ｎｂを用いた場合と同様にしてキャパシタを作
製した。キャパシタの形成は下部電極１０３にＲｕを用
いた他はＲｕ−Ｎｂを用いた場合と同様とした。キャパ
シタ形成後、ＳＢＴを除去して下部電極表面の凹凸の変
化を調べたところ、表面荒さは１０ｎｍ程度に増大して
いた。このキャパシタの電気特性を評価した結果、リー
ク電流はＳＢＴを２０ｎｍ以下に薄膜化すると増大し
た。その結果、ＳＢＴを２０ｎｍ以下に薄膜化すると、
残留分極値が低下し、抗電界も増加した。これを反映し
て、ＳＢＴ膜厚を薄くしても分極反転電圧を低電圧化す
ることはできず、ＦＲＡＭのキャパシタとしては利用不
可能であることがわかった。
【００２８】このようにＲｕ−Ｎｂを用いた場合、ＳＢ
Ｔを薄膜化してもリーク電流が増大しなかった理由は、
第１の実施形態と同様、ＳＢＴ形成の際に下地となる下
部電極が非晶質であることによる。また、Ｒｕ−Ｎｂの
結晶化が阻害され非晶質となる要因も、第１実施形態で
述べたのと同様、ＲｕとＮｂを合金化したこと、Ｒｕ及
びＮｂの融点が高いこと、ＲｕとＮｂの単体での結晶構
造が異なることが考えられる。また、リーク電流が増大
しなかった要因としてもさらに、第１の実施形態と同
様、Ｒｕ及びＮｂの酸化物生成自由エネルギーがＳＢＴ
の構成金属元素（Ｓｒ、Ｂｉ、Ｔａ）の酸化物生成自由
エネルギーよりも大きいため、ＳＢＴ中の酸素欠損の発
生を抑制していることがあげられる。
Ｔを薄膜化してもリーク電流が増大しなかった理由は、
第１の実施形態と同様、ＳＢＴ形成の際に下地となる下
部電極が非晶質であることによる。また、Ｒｕ−Ｎｂの
結晶化が阻害され非晶質となる要因も、第１実施形態で
述べたのと同様、ＲｕとＮｂを合金化したこと、Ｒｕ及
びＮｂの融点が高いこと、ＲｕとＮｂの単体での結晶構
造が異なることが考えられる。また、リーク電流が増大
しなかった要因としてもさらに、第１の実施形態と同
様、Ｒｕ及びＮｂの酸化物生成自由エネルギーがＳＢＴ
の構成金属元素（Ｓｒ、Ｂｉ、Ｔａ）の酸化物生成自由
エネルギーよりも大きいため、ＳＢＴ中の酸素欠損の発
生を抑制していることがあげられる。
【００２９】なお、Ｎｂ組成についても、第１の実施形
態と同様、１〜９９％の範囲で有効であることが確認さ
れた。さらに、電極の種類についても、Ｎｂの代わりに
Ｂｉを、Ｒｕの代わりにＰｔやＩｒを用いることが可能
である。
態と同様、１〜９９％の範囲で有効であることが確認さ
れた。さらに、電極の種類についても、Ｎｂの代わりに
Ｂｉを、Ｒｕの代わりにＰｔやＩｒを用いることが可能
である。
【００３０】（実施形態３）本実施形態では、非晶質の
金属酸化物を電極として用いた平面キャパシタについて
説明する。キャパシタの構造は先に示した図１の構造と
同様であるため、図１を援用して以下説明する。
金属酸化物を電極として用いた平面キャパシタについて
説明する。キャパシタの構造は先に示した図１の構造と
同様であるため、図１を援用して以下説明する。
【００３１】まず、Ｓｉ基板１０１を熱酸化してシリコ
ン酸化膜１０２を１００ｎｍ形成し、これを下地基板と
した。この上に、下部電極１０３としてＲｕ−Ｉｒ−Ｏ
をＣＶＤ法で形成した。ＣＶＤにはホットウォール方式
の装置を用いた。また、ＣＶＤの原料にはＲｕ（ＴＨ
Ｄ）3 、Ｉｒ（ＡｃＡｃ）3 を用いた。ここで、ＡｃＡ
ｃはアセチルアセトン（Ｃ5 Ｈ7 Ｏ2 ）である。これら
の原料を各々ＴＨＦに０．１ｍｏｌ／リットルの濃度で
溶解させたものを流量制御して気化器へ送り、気化器で
フラッシュさせてガス化し、Ａｒキャリアガスとともに
反応容器に送り込んだ。Ｒｕ−Ｉｒ−Ｏ膜の組成制御は
各液体原料の流量を適切に調整することにより行った。
酸化ガスにはＯ2 を用いた。ＣＶＤ成膜は１Ｔｏｒｒの
減圧下で２２０℃で行った。このようにして、Ｒｕ−Ｉ
ｒ−Ｏ膜を１０ｎｍ堆積した。
ン酸化膜１０２を１００ｎｍ形成し、これを下地基板と
した。この上に、下部電極１０３としてＲｕ−Ｉｒ−Ｏ
をＣＶＤ法で形成した。ＣＶＤにはホットウォール方式
の装置を用いた。また、ＣＶＤの原料にはＲｕ（ＴＨ
Ｄ）3 、Ｉｒ（ＡｃＡｃ）3 を用いた。ここで、ＡｃＡ
ｃはアセチルアセトン（Ｃ5 Ｈ7 Ｏ2 ）である。これら
の原料を各々ＴＨＦに０．１ｍｏｌ／リットルの濃度で
溶解させたものを流量制御して気化器へ送り、気化器で
フラッシュさせてガス化し、Ａｒキャリアガスとともに
反応容器に送り込んだ。Ｒｕ−Ｉｒ−Ｏ膜の組成制御は
各液体原料の流量を適切に調整することにより行った。
酸化ガスにはＯ2 を用いた。ＣＶＤ成膜は１Ｔｏｒｒの
減圧下で２２０℃で行った。このようにして、Ｒｕ−Ｉ
ｒ−Ｏ膜を１０ｎｍ堆積した。
【００３２】下部電極１０３までを形成した時点でＸ線
回折を測定した結果、回折ピークは観測されず非晶質で
あることが確認された。組成分析を行った結果、Ｒｕ／
（Ｒｕ＋Ｉｒ）＝０．２であった。また、原子間力顕微
鏡（ＡＦＭ）で表面の凹凸を測定した結果、平均表面荒
さは１ｎｍ以下であった。
回折を測定した結果、回折ピークは観測されず非晶質で
あることが確認された。組成分析を行った結果、Ｒｕ／
（Ｒｕ＋Ｉｒ）＝０．２であった。また、原子間力顕微
鏡（ＡＦＭ）で表面の凹凸を測定した結果、平均表面荒
さは１ｎｍ以下であった。
【００３３】続いて、誘電体膜１０４としてＢａ0.5 Ｓ
ｒ0.5 ＴｉＯ3 をＣＶＤ法で形成した。ＣＶＤの原料に
は、Ｂａ（ＴＨＤ）2 、Ｓｒ（ＴＨＤ）2 、Ｔｉ（ＴＨ
Ｄ）2 （ｉ−ＯＰｒ）2 をそれぞれＴＨＦに溶解させた
ものを用い、成膜温度４５０℃で成膜した。成膜後、Ｂ
ＳＴを７００℃の窒素雰囲気中で１分間熱処理した。こ
の時点で再度Ｘ線回折を測定したが、ＢＳＴ以外の明瞭
なピークは観測されず、ＢＳＴ成膜、熱処理工程を通し
ても下部電極１０３は非晶質のままであることを確認し
た。また、一部試料のＢＳＴを除去してＡＦＭで表面凹
凸を測定したが、下部電極１０３形成直後と表面荒さは
変わらず１ｎｍ以下であった。その後、上部電極１０５
としてスパッタリング法でＲｕを１０ｎｍ堆積した。
ｒ0.5 ＴｉＯ3 をＣＶＤ法で形成した。ＣＶＤの原料に
は、Ｂａ（ＴＨＤ）2 、Ｓｒ（ＴＨＤ）2 、Ｔｉ（ＴＨ
Ｄ）2 （ｉ−ＯＰｒ）2 をそれぞれＴＨＦに溶解させた
ものを用い、成膜温度４５０℃で成膜した。成膜後、Ｂ
ＳＴを７００℃の窒素雰囲気中で１分間熱処理した。こ
の時点で再度Ｘ線回折を測定したが、ＢＳＴ以外の明瞭
なピークは観測されず、ＢＳＴ成膜、熱処理工程を通し
ても下部電極１０３は非晶質のままであることを確認し
た。また、一部試料のＢＳＴを除去してＡＦＭで表面凹
凸を測定したが、下部電極１０３形成直後と表面荒さは
変わらず１ｎｍ以下であった。その後、上部電極１０５
としてスパッタリング法でＲｕを１０ｎｍ堆積した。
【００３４】ＢＳＴの膜厚を１０ｎｍから３０ｎｍまで
変化させ、様々なＢＳＴ膜厚のキャパシタを作製した。
このキャパシタの電気特性を評価した結果、ＢＳＴ膜厚
が１０ｎｍから３０ｎｍまでの範囲でリーク電流にはほ
とんど差がなく、ＤＲＡＭ動作に必要な１０-8Ａ／ｃｍ
2 以下の値であった。また、比誘電率もＢＳＴ膜厚によ
らず一定でその値は約３００であった。
変化させ、様々なＢＳＴ膜厚のキャパシタを作製した。
このキャパシタの電気特性を評価した結果、ＢＳＴ膜厚
が１０ｎｍから３０ｎｍまでの範囲でリーク電流にはほ
とんど差がなく、ＤＲＡＭ動作に必要な１０-8Ａ／ｃｍ
2 以下の値であった。また、比誘電率もＢＳＴ膜厚によ
らず一定でその値は約３００であった。
【００３５】一方、比較のため下部電極１０３をＲｕＯ
x （０＜ｘ≦２）或いはＩｒＯx （０＜ｘ≦２）とした
試料を作製した。この場合、ＲｕＯx 或いはＩｒＯx
は、成膜直後は非晶質であるものの、前述した手段でＢ
ＳＴを堆積、熱処理した後はＲｕＯx 及びＩｒＯx は結
晶化していることがＸ線回折によって確認された。この
場合、結晶化に伴い、ＢＳＴ／ＲｕＯx 或いはＢＳＴ／
ＩｒＯx 界面の凹凸は１０ｎｍ以上であった。この電極
を用い、その他は前述のＲｕ0.8 Ｉｒ0.2 Ｏx を用いた
場合と同様にしてキャパシタを作製した。このキャパシ
タの電気特性を評価した結果、リーク電流はＢＳＴ膜厚
を２５ｎｍ以下にすると増大し、ＤＲＡＭのキャパシタ
としては利用不可能な値となった。
x （０＜ｘ≦２）或いはＩｒＯx （０＜ｘ≦２）とした
試料を作製した。この場合、ＲｕＯx 或いはＩｒＯx
は、成膜直後は非晶質であるものの、前述した手段でＢ
ＳＴを堆積、熱処理した後はＲｕＯx 及びＩｒＯx は結
晶化していることがＸ線回折によって確認された。この
場合、結晶化に伴い、ＢＳＴ／ＲｕＯx 或いはＢＳＴ／
ＩｒＯx 界面の凹凸は１０ｎｍ以上であった。この電極
を用い、その他は前述のＲｕ0.8 Ｉｒ0.2 Ｏx を用いた
場合と同様にしてキャパシタを作製した。このキャパシ
タの電気特性を評価した結果、リーク電流はＢＳＴ膜厚
を２５ｎｍ以下にすると増大し、ＤＲＡＭのキャパシタ
としては利用不可能な値となった。
【００３６】ただし、ＲｕＯx 或いはＩｒＯx なども、
本実施形態のように低温で成膜すると成膜直後は非晶質
であり、しかも電気伝導性を示すため、これらの電極上
に形成する誘電体膜の形成温度を低く抑えることができ
れば、単一の金属元素による金属酸化物も採用可能であ
る。例えば、ＢＳＴをプラズマＣＶＤなどの低温プロセ
スで成膜し結晶化させる場合に適用可能である。また、
例えばＳｒＴｉＯ3 などのように、もともと結晶化温度
の低い誘電体膜を用いる場合にも、単体金属の酸化物を
非晶質として使用可能である。
本実施形態のように低温で成膜すると成膜直後は非晶質
であり、しかも電気伝導性を示すため、これらの電極上
に形成する誘電体膜の形成温度を低く抑えることができ
れば、単一の金属元素による金属酸化物も採用可能であ
る。例えば、ＢＳＴをプラズマＣＶＤなどの低温プロセ
スで成膜し結晶化させる場合に適用可能である。また、
例えばＳｒＴｉＯ3 などのように、もともと結晶化温度
の低い誘電体膜を用いる場合にも、単体金属の酸化物を
非晶質として使用可能である。
【００３７】次に、Ｒｕ1-y Ｉｒy Ｏx （０＜ｘ≦２、
０≦ｙ≦１）の組成を様々に変化させて膜形成を行っ
た。その結果、０．０５≦ｙ≦０．９５の範囲では、Ｒ
ｕ1-yIry Ｏx の上にＢＳＴを成膜・結晶加熱処理して
も、Ｒｕ1-y Ｉｒy Ｏx は非晶質であることが確認され
た。このように、金属酸化物の場合も、ＲｕＯx やＩｒ
Ｏx などの単一の金属元素からなる金属酸化物では結晶
化しやすいが、わずかに別の金属を混入させることによ
り、結晶化が阻害され非晶質になることがわかった。
０≦ｙ≦１）の組成を様々に変化させて膜形成を行っ
た。その結果、０．０５≦ｙ≦０．９５の範囲では、Ｒ
ｕ1-yIry Ｏx の上にＢＳＴを成膜・結晶加熱処理して
も、Ｒｕ1-y Ｉｒy Ｏx は非晶質であることが確認され
た。このように、金属酸化物の場合も、ＲｕＯx やＩｒ
Ｏx などの単一の金属元素からなる金属酸化物では結晶
化しやすいが、わずかに別の金属を混入させることによ
り、結晶化が阻害され非晶質になることがわかった。
【００３８】以上述べたように、Ｒｕ1-y Ｉｒy Ｏx を
用いた場合、ＢＳＴを薄膜化してもリーク電流が増大し
なかったのは、ＢＳＴの下地となる下部電極が非晶質で
あることによる。ＲｕＯx やＩｒＯx はそれぞれ単体で
膜形成すると結晶化しやすいが、Ｒｕ−Ｉｒの合金の酸
化物とすることにより、結晶化が阻害され非晶質になる
ことが確認された。また、この電極はＢＳＴキャパシタ
形成時の熱工程を通しても非晶質であることがわかっ
た。結晶化が阻害される要因としては、Ｒｕ及びＩｒの
融点が高いこと、ＲｕＯx 及びＩｒＯx の単体での結晶
構造が異なること等をあげることができる。
用いた場合、ＢＳＴを薄膜化してもリーク電流が増大し
なかったのは、ＢＳＴの下地となる下部電極が非晶質で
あることによる。ＲｕＯx やＩｒＯx はそれぞれ単体で
膜形成すると結晶化しやすいが、Ｒｕ−Ｉｒの合金の酸
化物とすることにより、結晶化が阻害され非晶質になる
ことが確認された。また、この電極はＢＳＴキャパシタ
形成時の熱工程を通しても非晶質であることがわかっ
た。結晶化が阻害される要因としては、Ｒｕ及びＩｒの
融点が高いこと、ＲｕＯx 及びＩｒＯx の単体での結晶
構造が異なること等をあげることができる。
【００３９】なお、本実施形態では電極としてＲｕ−Ｉ
ｒ−Ｏを用いたが、これに限るものではない。ただし、
キャパシタの電極に用いることから金属酸化物が導電性
を持つ必要があり、好ましくはその電気伝導性が金属伝
導を示すものがよい。例えば、Ｒｕ、Ｉｒの他、Ｏｓ、
Ｒｅ、Ｒｈなどは融点が高くそれらの酸化物が電気伝導
性を示すため、これらの合金の酸化物を用いることも可
能である。
ｒ−Ｏを用いたが、これに限るものではない。ただし、
キャパシタの電極に用いることから金属酸化物が導電性
を持つ必要があり、好ましくはその電気伝導性が金属伝
導を示すものがよい。例えば、Ｒｕ、Ｉｒの他、Ｏｓ、
Ｒｅ、Ｒｈなどは融点が高くそれらの酸化物が電気伝導
性を示すため、これらの合金の酸化物を用いることも可
能である。
【００４０】（実施形態４）本実施形態では、本発明を
ＤＲＡＭのキャパシタに適用した例を図２を用いて説明
する。図２はＤＲＡＭのキャパシタ部分のみを示した概
略構成図である。
ＤＲＡＭのキャパシタに適用した例を図２を用いて説明
する。図２はＤＲＡＭのキャパシタ部分のみを示した概
略構成図である。
【００４１】まず、シリコン基板２０１にトランジスタ
のソース／ドレイン領域２０２を形成し、さらにソース
／ドレイン領域２０２とキャパシタとを電気的に接続す
るためにＷプラグ２０３をシリコン酸化膜２０４内に形
成する。続いて、シリコン酸化膜２０５を立体キャパシ
タに必要な高さ（ここでは０．３μｍとする）に堆積す
る。このシリコン酸化膜２０５に通常のフォトリソグラ
フィー技術と反応性イオンエッチング技術により穴を開
ける。この穴の寸法は０．１５μｍ×０．４５μｍとし
た。
のソース／ドレイン領域２０２を形成し、さらにソース
／ドレイン領域２０２とキャパシタとを電気的に接続す
るためにＷプラグ２０３をシリコン酸化膜２０４内に形
成する。続いて、シリコン酸化膜２０５を立体キャパシ
タに必要な高さ（ここでは０．３μｍとする）に堆積す
る。このシリコン酸化膜２０５に通常のフォトリソグラ
フィー技術と反応性イオンエッチング技術により穴を開
ける。この穴の寸法は０．１５μｍ×０．４５μｍとし
た。
【００４２】次に、下部電極２０６としてＲｕ−Ｎｂを
形成した。ここでは、立体形状にキャパシタを作製する
必要があるため、下部電極２０６の形成方法にはＣＶＤ
法を用いた。原料としてはＲｕ（Ｃ5 Ｈ5 ）2 及びＮｂ
（Ｃ5 Ｈ5 ）5 を用い、２５０℃でＣＶＤを行った。Ｒ
ｕ−Ｎｂの組成はＮｂが１０％とした。ＣＶＤ時には、
原料の分解を促進するためにＯ2 ガスを原料と一緒に用
いた。膜厚は１０ｎｍとした。続いて、化学機械研磨
（ＣＭＰ）技術を用いて穴部以外の部分のＲｕ−Ｎｂを
除去した。
形成した。ここでは、立体形状にキャパシタを作製する
必要があるため、下部電極２０６の形成方法にはＣＶＤ
法を用いた。原料としてはＲｕ（Ｃ5 Ｈ5 ）2 及びＮｂ
（Ｃ5 Ｈ5 ）5 を用い、２５０℃でＣＶＤを行った。Ｒ
ｕ−Ｎｂの組成はＮｂが１０％とした。ＣＶＤ時には、
原料の分解を促進するためにＯ2 ガスを原料と一緒に用
いた。膜厚は１０ｎｍとした。続いて、化学機械研磨
（ＣＭＰ）技術を用いて穴部以外の部分のＲｕ−Ｎｂを
除去した。
【００４３】次に、誘電体膜２０７として、Ｂａ0.5 Ｓ
ｒ0.5 ＴｉＯ3 をＣＶＤ法で形成した。ＣＶＤの原料に
は、Ｂａ（ＴＨＤ）2 、Ｓｒ（ＴＨＤ）2 、Ｔｉ（ＴＨ
Ｄ）2 （ｉ−ＯＰｒ）2 をそれぞれＴＨＦに溶解させた
ものを用い、成膜温度４５０℃で成膜した。膜厚は２０
ｎｍとした。成膜後ＢＳＴを７００℃の窒素雰囲気中で
１分間熱処理した。
ｒ0.5 ＴｉＯ3 をＣＶＤ法で形成した。ＣＶＤの原料に
は、Ｂａ（ＴＨＤ）2 、Ｓｒ（ＴＨＤ）2 、Ｔｉ（ＴＨ
Ｄ）2 （ｉ−ＯＰｒ）2 をそれぞれＴＨＦに溶解させた
ものを用い、成膜温度４５０℃で成膜した。膜厚は２０
ｎｍとした。成膜後ＢＳＴを７００℃の窒素雰囲気中で
１分間熱処理した。
【００４４】次に、上部電極２０８としてＲｕをＣＶＤ
法によって形成した。原料にはＲｕ（Ｃ5 Ｈ5 ）2 を用
いた。原料の分解を促進するためにＯ2 ガスを同時に使
用した。成膜温度は２５０℃とし、膜厚１０ｎｍとし
た。
法によって形成した。原料にはＲｕ（Ｃ5 Ｈ5 ）2 を用
いた。原料の分解を促進するためにＯ2 ガスを同時に使
用した。成膜温度は２５０℃とし、膜厚１０ｎｍとし
た。
【００４５】このようにして作製したＤＲＡＭキャパシ
タの特性を評価した結果、動作電圧である±１Ｖでのリ
ーク電流は約１０-8Ａ／ｃｍ2 、キャパシタの容量は５
０ｆＦであった。この値はＤＲＡＭ動作に充分な値であ
る。また、このキャパシタを用いたＤＲＡＭにおいて実
際にＤＲＡＭ動作ができていることを確認した。
タの特性を評価した結果、動作電圧である±１Ｖでのリ
ーク電流は約１０-8Ａ／ｃｍ2 、キャパシタの容量は５
０ｆＦであった。この値はＤＲＡＭ動作に充分な値であ
る。また、このキャパシタを用いたＤＲＡＭにおいて実
際にＤＲＡＭ動作ができていることを確認した。
【００４６】また、さらに微細なＤＲＡＭキャパシタも
作製した。シリコン酸化膜２０５の膜厚を０．４μｍ、
穴の寸法を０．１２×０．３６μｍとした。この場合も
１Ｖにおけるリーク電流は１０-8Ａ／ｃｍ2 程度であ
り、キャパシタ容量は５０ｆＦであった。これらの値は
ＤＲＡＭ動作には充分な値であり、実際にＤＲＡＭ動作
も確認した。また、ＢＳＴ２０７の膜厚を１０ｎｍまで
薄くして同様のＤＲＡＭを試作した。この場合もリーク
電流は１０-8Ａ／ｃｍ2 程度であり、容量は１００ｆＦ
であった。このことは、さらに微細なキャパシタも実現
できることを意味する。
作製した。シリコン酸化膜２０５の膜厚を０．４μｍ、
穴の寸法を０．１２×０．３６μｍとした。この場合も
１Ｖにおけるリーク電流は１０-8Ａ／ｃｍ2 程度であ
り、キャパシタ容量は５０ｆＦであった。これらの値は
ＤＲＡＭ動作には充分な値であり、実際にＤＲＡＭ動作
も確認した。また、ＢＳＴ２０７の膜厚を１０ｎｍまで
薄くして同様のＤＲＡＭを試作した。この場合もリーク
電流は１０-8Ａ／ｃｍ2 程度であり、容量は１００ｆＦ
であった。このことは、さらに微細なキャパシタも実現
できることを意味する。
【００４７】このように微細キャパシタが実現できたの
は、ＢＳＴ膜厚を薄くしてもリーク電流の増大を抑制で
きたことによる。リーク電流の抑制は、先の実施形態で
も示したように、下部電極として非晶質の金属を用いた
からである。また、電極を非晶質にできたのは、Ｒｕ−
Ｎｂ合金としたためである。なお、電極の種類はＲｕ−
Ｎｂに限るものではなく、例えばＮｂの変わりにＢｉを
用いてもよく、Ｒｕの変わりにＰｔやＩｒを用いてもよ
い。さらに、同様の電極を用いることによりＳＢＴやＰ
ＺＴなどを用いた超微細強誘電体キャパシタを実現で
き、高集積ＦＲＡＭの作製が可能になる。
は、ＢＳＴ膜厚を薄くしてもリーク電流の増大を抑制で
きたことによる。リーク電流の抑制は、先の実施形態で
も示したように、下部電極として非晶質の金属を用いた
からである。また、電極を非晶質にできたのは、Ｒｕ−
Ｎｂ合金としたためである。なお、電極の種類はＲｕ−
Ｎｂに限るものではなく、例えばＮｂの変わりにＢｉを
用いてもよく、Ｒｕの変わりにＰｔやＩｒを用いてもよ
い。さらに、同様の電極を用いることによりＳＢＴやＰ
ＺＴなどを用いた超微細強誘電体キャパシタを実現で
き、高集積ＦＲＡＭの作製が可能になる。
【００４８】以上、本発明の各実施形態について説明し
たが、本発明はこれらの実施形態に限定されるものでは
なく、その趣旨を逸脱しない範囲内において種々変形し
て実施することが可能である。
たが、本発明はこれらの実施形態に限定されるものでは
なく、その趣旨を逸脱しない範囲内において種々変形し
て実施することが可能である。
【００４９】
【発明の効果】本発明によれば、キャパシタの少なくと
も一方の電極を非晶質の金属膜或いは非晶質の金属酸化
物膜で構成することにより、電極表面の凹凸を極めて小
さくすることができるため、リーク電流を増大させるこ
となくキャパシタ誘電体膜を薄膜化することが可能とな
り、高集積化、超微細化された高性能の半導体記憶装置
を実現することが可能となる。
も一方の電極を非晶質の金属膜或いは非晶質の金属酸化
物膜で構成することにより、電極表面の凹凸を極めて小
さくすることができるため、リーク電流を増大させるこ
となくキャパシタ誘電体膜を薄膜化することが可能とな
り、高集積化、超微細化された高性能の半導体記憶装置
を実現することが可能となる。
【図１】本発明の第１〜第３の実施形態に係るキャパシ
タの概略構成例を示した図。
タの概略構成例を示した図。
【図２】本発明の第４の実施形態に係るＤＲＡＭのキャ
パシタ部の概略構成例を示した図。
パシタ部の概略構成例を示した図。
１０１、２０１…Ｓｉ基板 １０２、２０４、２０５…酸化膜 １０３、２０６…下部電極 １０４、２０７…誘電体膜 １０５、２０８…上部電極 ２０２…ソース／ドレイン領域 ２０３…プラグ
Claims (5)
- 【請求項１】一対の電極とこの一対の電極間に挟まれた
誘電体膜とによって構成されたキャパシタを有する半導
体記憶装置において、前記一対の電極の少なくとも一方
が複数の金属元素からなる非晶質の金属膜によって構成
されていることを特徴とする半導体記憶装置。 - 【請求項２】前記非晶質の金属膜を構成する各金属元素
は、単体での結晶構造が互いに異なるものであることを
特徴とする請求項１に記載の半導体記憶装置。 - 【請求項３】前記非晶質の金属膜を構成する各金属元素
の酸化物生成自由エネルギーは、前記誘電体膜を構成す
る全ての金属元素の酸化物生成自由エネルギーよりも大
きいことを特徴とする請求項１に記載の半導体記憶装
置。 - 【請求項４】一対の電極とこの一対の電極間に挟まれた
誘電体膜とによって構成されたキャパシタを有する半導
体記憶装置において、前記一対の電極の少なくとも一方
が少なくとも一つの金属元素の酸化物からなる非晶質の
金属酸化物膜によって構成されていることを特徴とする
半導体記憶装置。 - 【請求項５】キャパシタの第１の電極膜として複数の金
属元素からなる非晶質の金属膜または少なくとも一つの
金属元素の酸化物からなる非晶質の金属酸化物膜をＣＶ
Ｄ法によって形成する工程と、前記第１の電極膜上にキ
ャパシタの誘電体膜をＣＶＤ法によって前記第１の電極
膜の成膜温度よりも高い温度で形成する工程と、前記誘
電体膜上にキャパシタの第２の電極膜を形成する工程と
を有することを特徴とする半導体記憶装置の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP10131883A JPH11330388A (ja) | 1998-05-14 | 1998-05-14 | 半導体記憶装置及びその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP10131883A JPH11330388A (ja) | 1998-05-14 | 1998-05-14 | 半導体記憶装置及びその製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH11330388A true JPH11330388A (ja) | 1999-11-30 |
Family
ID=15068382
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP10131883A Pending JPH11330388A (ja) | 1998-05-14 | 1998-05-14 | 半導体記憶装置及びその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH11330388A (ja) |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US7420320B2 (en) | 2004-01-28 | 2008-09-02 | Kabushiki Kaisha Toshiba | Piezoelectric thin film device and method for manufacturing the same |
| EP3859799A4 (en) * | 2018-09-28 | 2022-07-06 | Nitto Denko Corporation | PIEZOELECTRIC DEVICE AND METHOD FOR MAKING PIEZOELECTRIC DEVICE |
-
1998
- 1998-05-14 JP JP10131883A patent/JPH11330388A/ja active Pending
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US7420320B2 (en) | 2004-01-28 | 2008-09-02 | Kabushiki Kaisha Toshiba | Piezoelectric thin film device and method for manufacturing the same |
| US7770274B2 (en) | 2004-01-28 | 2010-08-10 | Kabushiki Kaisha Toshiba | Piezoelectric thin film device and method for manufacturing the same |
| EP3859799A4 (en) * | 2018-09-28 | 2022-07-06 | Nitto Denko Corporation | PIEZOELECTRIC DEVICE AND METHOD FOR MAKING PIEZOELECTRIC DEVICE |
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