(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
非晶質薄膜と、この非晶質薄膜表面上に形成された金属配線とを備え、
前記非晶質薄膜の回折測定で現れるハローパターンのピークに対応する原子間距離ｄｓと、前記金属配線の第一隣接原子間距離で規定される所定の結晶面の面間隔ｄｆとが｜ｄｆ−ｄｓ｜／ｄｓ≦０．２５の関係を満たし、
前記金属配線は、全粒界の９０％以上が、隣り合う結晶粒の配向軸を中心とした傾斜、回転及びその組み合わせでの相対角度が１０度以内の粒界、Σ値が１０以下の粒界、及びこの粒界からのずれが３度以内の粒界のいずれかで規定される亜粒界である高配向結晶からなる
ことを特徴とする電子部品。
【請求項２】
前記金属配線は、Ａｌ、Ｃｕ、Ａｕ、Ａｇ、およびＷからなる群より選択されたひとつの金属を主成分とすることを特徴とする請求項１記載の電子部品。
【請求項３】
前記金属配線は、Ａｌ−Ｃｕ合金、Ａｌ−Ｔｉ合金、Ａｌ−Ｃｒ合金、Ａｌ−Ｔａ合金、Ａｌ−Ｍｇ合金、Ａｌ−Ｉｎ合金、Ａｌ−Ｌｉ合金、Ｃｕ−Ｂｅ合金、Ｃｕ−Ａｇ合金、Ａｕ−Ｐｔ合金、Ａｕ−Ａｇ合金、Ａｕ−Ｐｄ合金、およびＡｕ−Ｃｕ合金からなる群から選択された合金を有することを特徴とする請求項１記載の電子部品。
【請求項４】
前記合金は、１重量％以下のＳｉをさらに含むことを特徴とする請求項３記載の電子部品。
【請求項５】
前記粒界は、Ｇａ、Ｉｎ、Ｃｄ、Ｂｉ、Ｐｂ、およびＴｌからなる群より選択された元素を含むことを特徴とする請求項１記載の電子部品。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、ＩＣ等電子部品に係り、特にエレクトロマイグレーション耐性等、金属配線における信頼性の向上を図った電子部品とその製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】
近年、電子部品、たとえばＤ−ＲＡＭに代表されるようなメモリ−集積回路における高集積化は著しく、これに伴って各素子間を電気的に結合する配線の微細化が余儀無くされている。この微細化により、配線にはより高い電流密度と動作温度とが要求されると同時に、これに反比例するエレクトロマイグレーション耐性を向上し、高い信頼性を確保することが要求される。現在、この配線にはＡｌあるいはＡｌ合金の金属薄膜が最も頻繁に利用されている。このような金属配線のエレクトロマイグレーション耐性は、Ｃｕ、Ｔｉ等といった遷移金属の微量添加や結晶粒成長による竹の節状の結晶粒界構造（バンブー構造）化によって向上してきたが、この耐性の向上だけでは、 0.1ミクロンレベルの配線の信頼性を確保することが困難である。最近の研究によれば、このエレクトロマイグレーション耐性あるいは配線中に誘起される引っ張り応力によるストレスマイグレーションに対する耐性は、単結晶配線を用いることにより著しく向上することが明らかとなり、金属薄膜の結晶性をできる限り単結晶に近付けることが高い信頼性を実現する手段として考えられている。
【０００３】
現在、メモリー集積回路などの電子部品においては、金属配線はバリア層の有無はあるが、通常ＳｉＯ2 層間絶縁膜に代表される非晶質薄膜表面上に形成される。したがって、下地結晶配列を引き継いで単結晶薄膜を形成させるという、いわゆるエピタキシャル結晶成長法を用いて、高い結晶性を有する金属薄膜を形成することができず、結果として極めて優れたエレクトロマイグレーション耐性を有し、信頼性の高い金属配線を得ることは困難であった。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】
上述したように、従来の電子部品においては、信頼性の高い金属配線を得ることは困難であるという問題があった。
【０００５】
本発明は、このような問題を解決するために、信頼性の高い金属配線を備えた電子部品を提供することを目的とする。
【０００６】
【課題を解決するための手段】
本発明においては、金属配線が特に粒界エネルギーが固体の表面エネルギーの１／３で定義される多結晶における通常のランダム粒界の 88%以下の亜粒界を分散させた高配向結晶からなることが好ましい。このような低い粒界エネルギーを持つ亜粒界としては、たとえば、隣り合う結晶粒の配向軸を中心とした傾斜、回転およびその組み合わせでの相対角度が10度以内で規定される小角粒界や、Σ値が10以下の粒界、その粒界からのずれが 3度以内の粒界が挙げられる。ここで、この亜粒界は全粒界の90%以上である。本発明ではこのような亜粒界の存在によって、ストレスマイグレーションによりボイドが発生するサイトが金属配線中に意図的に設けられ、しかも粒界エネルギーが小さいために１個当りのボイド体積を小さく抑えられ、ボイドの一部集中による金属配線の断線を避けることができる。従って、このような高配向結晶からなる金属配線は、下地の非晶質薄膜の存在しない状態においても良好な信頼性が得られる。
【０００７】
また、基板上に絶縁層などを介して金属配線を形成した後に金属配線に電流を通電することにより、金属配線のストレスマイグレーション耐性の向上、サーマルエッチピットの発生の抑制が可能となる。なお、この電流の通電によれば非晶質薄膜を形成しない場合にも同様の効果が得られ、また他の膜が介在していても構わない。しかしながら、とくにこの様な処理による効果がみられるのは、金属配線中の粒界が小傾角粒界や粒界エネルギーの低い粒界で形成されている場合であり、ここでも上記の低い粒界エネルギーを持つ亜粒界を分散させた高配向結晶からなる金属配線を形成することが好ましい。何となれば、このような亜粒界では電流を流すことで粒界が移動可能であり、上述したような通電により粒界が金属配線から排出されて金属配線がより単結晶に近づくからである。また、電流通電量としては５×１０6 Ａ／ｃｍ2 から２×１０7 Ａ／ｃｍ2 の範囲の電流を流すことが望ましい。
【０００８】
電流密度の限定理由としては５×１０6 Ａ／ｃｍ2 以下であると、通電の効果が現れず、２×１０7 Ａ／ｃｍ2 を越えると、金属配線自身のジュール加熱が顕在化して誘起される温度分布により、原子流束の発散量を増大して、エレクトロマイグレーションによるボイドが発生してしまい、配線形状を阻害し信頼性を悪化させるからである。また、通電時間としては金属配線の長さ形状により適性範囲が異なるが、通電による発熱の安定性および転位排出速度の観点から１分以上が望ましく、それ以上であれば問題はない。また、基板温度は室温であっても加熱しても構わないが、３００℃以下が望ましくそれ以上に加熱するとサーマルエッチピットが生じるおそれがある。
【０００９】
多層配線の場合通電は各金属配線形成ごとに行うことが望ましいが、２層以上の金属配線を同時に通電しても構わない。この場合、望ましくはビアの埋め込み部（導電接続部位）も金属配線と同種の材料を用いるが、添加物量の差は添加総量の合計が１０ａｔ％以内であれば構わない。
【００１０】
さらにまた、本発明では、金属配線と接続するパッド部を金属配線と同様単結晶あるいは低い粒界エネルギ−を持つ亜粒界を有する高配向結晶で構成し、かつその形状を金属配線から順次分岐した細線の集合体とすることによって、パッド部の信頼性を高めることができる。ここで順次分岐とは図４に示すように金属配線を中心軸とし、上下方向に枝状に細線が増えていくものであり分岐の数は上下同数である必要はない。また、分岐は金属配線に直交する必要はなく、角度θは９０度以下であれば良い。このことにより配線内で発生移動してきたボイドが、配線上側のものは次々にパッド部の上方の細線に、また下側のボイドは次々にパッド部の下方の細線に移動し配線幅以上にボイドは成長すること無くパッド部外周部の細線に溜る。そして最外周部の細線においてボイドにより細線形成元素が無くなると、ボイドは隣接するつぎの細線に溜り、外部電源と繋がるワイヤーがボンディングされたパッド部中心部には欠陥を集結させないため、パッド部の寿命を極めて長くすることができる。
【００１１】
また、分岐が順次進む構造のため金属配線との接続部での電流密度の急激な変化を避けることができ、電流密度の変化に伴う（Flux Divergence 、原子流束の発散）の緩和が可能であることより、（−）パッド部のボイドのみならず、（＋）パッド部でのヒロックの分散にも効果がある。なお分岐する間隔は等間隔である必要は無い。
【００１２】
また、分岐した細線は縦方向に走る細線で結ばれていることが望ましい。なお、細線の幅は金属配線幅以上が望ましい。
【００１３】
さらに、パッド部において電流密度が金属配線の１／１０以上の領域を細線の集合体とすることが効果的であり、それ以下の電流密度領域では連続膜で構わない。
【００１４】
【発明の実施の形態】
以下、本発明の実施形態を説明する。金属配線の形成において考慮すべき下地の形成を含めて説明する。
【００１５】
結晶性の高い金属薄膜を得るために最も問題となる点は、堆積する下地上に、堆積初期に薄膜の成長の起点となる多くの結晶核が同時に形成されてしまうことである。これらの結晶核は膜成長段階で堆積粒子の吸収、あるいは核と核との合体によって結晶成長が進んでいくが、この機構で結晶粒が成長できる大きさには限界があり、最終的に得られる薄膜は、各結晶粒ごとに方位配列の異なった多結晶となる。したがって、高い結晶性を有する薄膜を大きな領域に形成するためには核の発生を極力抑制することが重要となる。
【００１６】
古典的議論から核発生を考えてみると、（１）式に表される堆積物質と下地物質との間の表面・界面エネルギー相関、
γｆ≦γｓ−γｉ …（１）
γｆ：堆積物質の表面エネルギー
γｓ：下地物質の表面エネルギー
γｉ：界面エネルギー
が成立する（濡れ角がゼロ）場合には、いわゆる層状成長が成立し、導かれる核発生密度がゼロとなる。
【００１７】
ここで、界面エネルギーγｉは、結晶−結晶において１．堆積物質と下地物質との格子整合、２．堆積物質と下地物質との間の原子間の結合エネルギーに支配される、と言われている。しかしながら、半導体装置における金属配線形成時のように、下地物質として非晶質物質が用いられる場合、この界面エネルギーや下地物質の表面エネルギーが何に支配されるか明らかでなかった。
【００１８】
そこで、本発明者らは鋭意研究を行い、界面での原子配列相関を詳細に調べた結果、非晶質物質を下地とする場合においても界面の原子あるいは分子配列が、堆積物質の結晶配列に重要な影響を与えていることを見出した。すなわち、非晶質物質においてもその構造は完全に無秩序ではなく、短範囲の規則構造が成立していることがＸ線あるいは電子線等の回折現象により明らかにされている。前述のように、界面における原子配列を決定する界面エネルギーの大小は、 2〜 3周期の格子整合の度合いで定まり、ここでこの格子の大きさは非晶質物質の回折測定で現れるハローパターンの頂点に対応する原子間距離とほぼ等しい。したがって、この原子間距離を堆積物質の原子あるいは分子のある面間隔と一致させることにより界面エネルギーの減少が実現され、結果として非常に結晶性の高い薄膜を形成できるという知見が得られた。すなわち、基板上に形成された非晶質薄膜と、この表面上に形成された高配向の金属配線を備え、前記非晶質薄膜の回折測定で現れるハローパターンのピークに対応する原子間距離と、前記金属配線の第一隣接原子間距離で規定される所定の結晶面の面間隔が略整合していることが重要である。
【００１９】
このとき、非晶質薄膜の原子間距離ｄｓと金属配線の面間隔ｄｆが整合していることが最も好ましいが多少のズレは許容でき、｜ｄｆ−ｄｓ｜／ｄｓ≦0.25であることが望ましい。また、金属配線の第一隣接原子間距離で規定される特定結晶面は、たとえばｆｃｃ構造であれば(111) 、(200) 、(220) 、ｂｃｃ構造では(200) 、(110) 、六方晶構造では(002) 、(110) であり、必ずしも配向面とは限らない。なお、非晶質薄膜の組成により整合の度合は変化し、このとき、非晶質薄膜中に金属配線を構成する主たる元素を含有することにより、より整合させることができる。
【００２０】
また、界面エネルギーを支配するもう一つの要素として、結晶−結晶系と同様に結合エネルギーが挙げられる。すなわち、結合エネルギーを強くすることにより、界面エネルギーを低減することができる。そのためには、やはり非晶質薄膜中に金属配線の主成分となる金属元素Ｍを含有させればよい。あるいは非晶質薄膜中に、前記元素Ｍと金属間化合物を形成する元素Ａを含有する、または非晶質薄膜中に、前記元素Ｍと全率固溶するか、完全固溶領域を有する元素Ｂを含有することが望ましい。なお金属配線の主成分となる金属元素Ｍとしては、通常Ａｌ、Ｃｕ、Ａｕ、Ａｇ、Ｗなどが用いられる。
【００２１】
一方、下地物質の表面エネルギーγｓは、大きい程堆積物質が層状成長し易い。しかしながら、表面エネルギーは被測定物質の融点付近の状態で測定されるため、結晶化温度＜融点である非晶質物質の表面エネルギーを測定することは実質不可能である。そこで、非晶質物質の表面エネルギーが何に影響されているのかを検討した結果、その結晶状態における表面エネルギーと相関があることがわかった。すなわち、下地物質の表面エネルギーγｓを大きくするためには、非晶質薄膜を構成する物質の結晶状態における表面エネルギーが、少なくとも堆積物質である金属配線を構成する物質の表面エネルギーより高いことが好ましく、そのため、表面エネルギーと相関のある融点は高いことが望ましい。ただし、複数の元素から成る物質の表面エネルギーは、各構成元素の表面エネルギーを原子比により平均した値とする。
【００２２】
基板は、特に規定されるものではなく、通常のＳｉ基板、ＧａＡｓ基板等の半導体基板、ＩＴＯ等を具備したガラス基板等を用いることができる。その形状は平坦であっても溝を有していても良い。
【００２３】
基板上に形成される非晶質薄膜としては、非晶質化可能な単金属、合金あるいは導電性を示す化合物等が用いられる。さらに前述のように、元素Ｍ、Ａ、Ｂの少なくとも１種を含有する組成が望ましく、非晶質形成能を考えると遷移金属、半金属（メタロイド）、半導体の合金あるいは化合物であることがより好ましい。 具体的には、金属元素Ｍ、III Ｂ族元素（Ｓｃ、Ｙ、Ｌａ系列）、IVＢ族元素（Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ）、ＶＢ族元素（Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ）、VIＢ族元素（Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗ）、VIII族元素（Ｆｅ、Ｒｕ、Ｏｓ、Ｃｏ、Ｒｈ、Ｉｒ、Ｎｉ、Ｐｄ、Ｐｔ、）及びＢ、Ｃ、Ｎ、Ｏ、Ｐ、Ｓｉ、Ｇｅより選ばれた２種以上を含有する組成が挙げられる。また非晶質薄膜としてペロブスカイト型酸化物組成を有する化合物を用いてもよい。
【００２４】
非晶質薄膜は、ＲＨＥＥＤ等の電子線回折やＸ線回折に代表される回折測定で、散漫（ブロード）な回折強度、換言すればハローピークが観測されるものであればよく、非晶質の不完全さに起因する金属間化合物等微結晶からの回折線が現れても何ら問題ない。さらに、全体が非晶質である必要もなく、結晶質の薄膜の表面のみが非晶質化していてもよい。
【００２５】
また、この厚さは薄い方がよいが、基板が露出しない程度で、10〜1000オングストロームが望ましい。ただしそれ以上であっても、この上に形成される金属薄膜の結晶性を向上することは可能である。
【００２６】
また、図２に示すように、この非晶質薄膜３は単層配線の下地として用いられるのみならず、多層配線においても各配線層を構成する金属配線２の下地として用いられ、また、縦方向の導電接続部位、たとえばビア４あるいはスルーホールの下地としても用いられる。さらに、基板１上に直接形成されても、ＳｉＯ2 熱酸化膜等の絶縁層５、Ｔｉ、ＴｉＮ等のバリア層６、密着層あるいは別の配線等の介在層を介して形成されていてもよい。このとき、これらの介在層は平坦であっても溝を有していても良い。なお図中、５´は素子分離領域となるＳｉＯ2 等の絶縁膜７はドープ層である。
【００２７】
本発明においては、金属配線の下地として非晶質薄膜を形成することで、熱処理あるいはエレクトロマイグレーションによって発生するヒロック数をも激減させることが出来る。
【００２８】
すなわち通常ヒロックは薄膜あるいは金属配線中に誘起される圧縮応力によって発生すると考えられており、圧縮応力を発生する余剰な体積がヒロックとして放出される。このときヒロックの発生点は応力集中部であり、ここでの薄膜の変形に対する抵抗がヒロック発生の有無を決定する。従来のＷあるいはＴｉＮ薄膜の被覆では、これら薄膜が多結晶よりなるため、どうしても結晶粒界部が応力集中部となり亀裂を生じ、ここからヒロックが発生する。
【００２９】
本発明者らは、多結晶体特有の上記弱点を非晶質化することによって回避できることを見出した。すなわち、非晶質薄膜を用いることによって、ヒロック発生点である応力集中部での変形抵抗を上昇させ、ヒロック発生を著しく抑止することが出来た。特にこの効果は、非晶質薄膜中に先に述べた元素Ｍ、Ａ、Ｂを含む場合に顕著となる。何となればこの場合、金属配線を構成する主たる元素と非晶質薄膜中の元素との結合力が増大するため、金属配線に生じた圧縮応力集中を非晶質薄膜に均一に分散させることが可能となり、結果としてヒロックの発生頻度が激減すると考えられる。
【００３０】
なお、上述したようなヒロック発生防止の観点からは、非晶質薄膜は特に金属配線の下地として形成される必要はなく、金属配線の一部を被覆していればよい。例えば、図３（ａ）（ｂ）（ｃ）（ｄ）に示されるように、非晶質薄膜１０１を金属配線１００の上部あるいは周囲等に形成してもよい。また、非晶質薄膜を金属配線の上部に形成する場合、ヒロック発生防止の効果は、前述のように非晶質薄膜と金属配線との原子間の結合力に起因するために、当然この非晶質薄膜を形成する前の金属配線の表面状態にも依存する。例えばＡｌを主体とする金属配線の場合、通常その表面は反射型高速電子線回折（ＲＨＥＥＤ）によって確認出来るようにＡｌ酸化物に覆われている。すなわち、一度大気に晒したＡｌ配線表面をＲＨＥＥＤで観察すると、表面に生成した非晶質の酸化被膜によって、非晶質特有のハローパターンしか得られない。これに対して、この表面層をＡｒのスパッタなどによって除去すると、Ａｌ薄膜に起因するリングあるいは配向した回折パターンが得られるようになる。従ってこのようなＡｌ金属表面を実現した後に非晶質薄膜を形成すると、ヒロック抑制能力はさらに向上する。
【００３１】
さらに、低抵抗配線材料としてのＣｕを金属配線に用いた場合には、レジスト除去工程におけるＯ2 アッシャーに対する耐酸化性が問題となる。このとき、特にＴｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｔａ、Ｎｂを含有した非晶質薄膜は、結晶粒界を経路とする酸素の膜内への拡散を抑制し、Ｃｕの耐酸化性を向上させる。
【００３２】
また本発明においては、基板と金属配線との間に非晶質薄膜を形成することによって従来技術で生じていた粒界拡散による反応を抑制することができる。なかでも非晶質薄膜としてＡｌ非晶質合金は、Ａｌを主体とする金属配線との間で高抵抗の反応層を形成しないため、信頼性の高いコンタクト部を提供できる。さらに、Ａｌ非晶質合金としてＴａ、Ｎｂ、Ｖ、Ｍｏ、Ｗのうち１種を含む合金を用いることによりＡｌを主体とする金属配線と同時に微細加工が可能であり、他の非晶質合金に比べて工程数を削減することができる。このとき、Ａｌの含有量は非晶質化を図る上で１５at% 以上であることが好ましく、さらに非晶質薄膜の表面エネルギーを高く保持するためより好ましくは１５〜８０at% がよい。このようなＡｌ非晶質合金としては、具体的にはＴａx Ａｌ1-x （０．２０≦ｘ≦０．８５）、Ｎｂx Ａｌ1-x （０．２０≦ｘ≦０．８５）、Ｖx Ａｌ1-x （０．２０≦ｘ≦０．６０）、Ｗx Ａｌ1-x （０．１５≦ｘ≦０．５０）、Ｍｏx Ａｌ1-x（０．２５≦ｘ≦０．８０）が挙げられる。またＣｕ非晶質合金は、Ｃｕを主体とする金属配線との密着性が良好で信頼性の高いコンタクト部を提供できる。このようなＣｕ非晶質合金としては具体的にはＴｉx Ｃｕ1-x （０．１８≦ｘ≦０．７０）、Ｚｒx Ｃｕ1-x （０．１８≦ｘ≦０．７０）、Ｈｆx Ｃｕ1-x （０．２０≦ｘ≦０．７０）、Ｙx Ｃｕ1-x （０．１０≦ｘ≦０．５３）、Ｔａx Ｃｕ1-x （０．２０≦ｘ≦０．８０）が挙げられる。さらに、低抵抗が要求されるＣｕを主体とする金属配線においては、Ｖx Ｃｏ1-x （０．１５≦ｘ≦０．８０）、Ｎｂx Ｃｒ1-x （０．２５≦ｘ≦０．４５）、Ｎｂx Ｃｏ1-x （０．２２≦ｘ≦０．５５）、Ｔａx Ｃｒ1-x （０．２５≦ｘ≦０．４０）、Ｔａx Ｃｏ1-x （０．２５≦ｘ≦０．４５）、Ｃｒx Ｃｏ1-x （０．５０≦ｘ≦０．７０）、Ｍｏx Ｃｏ1-x （０．２０≦ｘ≦０．６０）、Ｗx Ｃｏ1-x （０．２０≦ｘ≦０．６０）などの非晶質合金も、Ｃｕを主体とする金属配線との間で固溶体を生成することがなく、反応による抵抗上昇を抑制でき好ましく用いることができる。また、これらの非晶質合金においては、Ｓｉ、Ｇｅ、Ｐ、Ｂ等のいわゆるメタロイド元素を含有することにより非晶質としての安定性をさらに改善することができる。
【００３３】
さらに、非晶質薄膜は、異なる非晶質物質を積層した複層構造であってもよい。このとき、最表面が上述したような表面エネルギーの高い非晶質合金等で構成されることが好ましく、複層構造の下層側ではＢ、Ｐを含むＳｉＯ2 、ポリイミド、ＴＥＯＳ、ＳｉＮ等を用いても構わない。
【００３４】
上述したような非晶質薄膜上に形成される金属配線は、特定の面方向に配向した結晶性の高い高配向結晶からなるものであり、高配向結晶の場合、各結晶粒の最稠密面の法線方向と金属配線の底面の法線方向との成す角が80°以内であることが好ましい。さらに単結晶からなる場合は、最稠密面と配線長手方向との成す角度が20°以下がよい。このとき金属配線の結晶構造がｆｃｃ構造の場合は最稠密面である（１１１）面、ｂｃｃ構造の場合は（１１０）面、六方晶構造の場合は（０００１）面をそれぞれ配線長手方向と平行に近い形で金属配線を形成する。また、配線の設計上の自由度を考えた場合、最稠密面が上面、つまり、最稠密面配向の金属配線を形成することが望ましい。
【００３５】
この金属配線は単層配線のみならず多層配線や、その縦方向の導電接続部位、すなわちビアあるいはスルーホールにも用いることができる。特に縦方向の導電接続部位とその上下の配線層が異なる材料のときでも金属配線の結晶配向性の連続性を保つことができ、信頼性を向上することができる。また、この金属配線は、異種の金属や結晶状態の異なる金属を積層した複層構造でもよい。
【００３６】
このような金属配線の配線材料としては低電気抵抗であり、ｆｃｃ構造を有する純Ａｌ、純Ｃｕ、純Ａｕ、純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、ｂｃｃ構造を有する純Ｗ等が挙げられ、合金の場合、その溶質添加量は完全固溶範囲であることが望ましい。なお、この場合、Ｓｉを1wt%程度まで含有していてもよい。また、合金化により、金属配線の表面エネルギー（堆積物質の表面エネルギーγｆ）を下げることもできる。
【００３７】
また、このような金属配線中、例えば、その粒界や上層、下層に、配線材料より低融点で、金属配線を構成する元素と金属間化合物をつくらないもので、かつ、基板あるいは介在層との親和力が金属配線を構成する元素より小さい元素を含有してもよい。例えば、Ａｌ又はＡｌ合金を金属配線に用いる場合、Ｇａ、Ｉｎ、Ｃｄ、Ｂｉ、Ｐｂ、Ｓｎ、Ｔｌのうち少なくとも一種の元素、また、Ｃｕ又はＣｕ合金のときにはＰｂ、Ｔｌのうち少なくとも一種の元素が挙げられる。
【００３８】
さらに、金属配線の上を高融点金属もしくは高融点金属の珪化物、窒化物、酸化物、炭化物で被覆してもよい。
【００３９】
このような構造を有する本発明の電子部品は以下のように製造することができる。
【００４０】
まず、基板上に必要に応じて絶縁層やバリア層、密着層等を設けた後、スパッタ法等公知の堆積方法により、この上に形成される金属配線の特定結晶面の面間隔と整合するように非晶質薄膜を形成する。次に、真空を破ることなく、金属配線を形成する。あるいは、非晶質薄膜を形成後一度大気に晒した場合は、通常Ａｒのバイアススパッタ等で表面をクリーニングした後、金属配線を形成する。ただし、非晶質薄膜がＢ、Ｃ、Ｎ、Ｏ等を含有し、非晶質薄膜の高い表面エネルギ−状態が酸素あるいは窒素雰囲気中でも保持される場合は、非晶質薄膜を大気に晒しても表面に酸化層等がほとんど形成されないので、表面をクリ−ニングすることなく、金属配線を形成してもよい。金属配線を形成するにあたっての成膜方法は、物理蒸着としてはスパッタ成膜、バイアススパッタ成膜、イオンビーム成膜が望ましい。また、化学蒸着としては、たとえばＡｌＣＶＤ法の場合は、ＴＩＢＡなどアルキルアルミニウムや、ＤＭＡＨなどアルキルアルミニウムハイドライドなどをソースガスとし、熱ＣＶＤ法により成膜することが望ましい。このとき、ＳｉやＣｕ等を成膜中にソースガス中に混入させたり、成膜後、イオンインプランテーションあるいはスパッタ等で積層し熱処理することにより合金化を行っても構わない。
【００４１】
さらに同様に、この上に絶縁層等を介して非晶質薄膜及び金属配線を形成して多層配線としてもよい。また、このとき、成膜後熱処理を加え、シードから結晶を成長させても良い。この場合、シードがたとえばＳｉの場合、前処理として最終的に希ＨＦ処理を施した後、水洗を行わないか、溶存酸素量が 10ppb以下の超純水環境下で洗浄し、その後、露点が−90℃以下の窒素中で乾燥することが望ましい。
【００４２】
また、成膜基板表面を加工しグラフォエピタキシー法を用いても良い。先に、本発明では表面エネルギーの高い下地の非晶質薄膜上に成膜した金属薄膜の結晶配向性が極めて高く、しかも特定の面方向に配向することを述べた。これは下地の表面エネルギーが高いと蒸着した核の下地との濡れ角が小さく、例えばＡｌの場合エネルギーの低い（１１１）面が安定して成長するためと考える。しかしながらこの時成長核の面内方位はランダムであり、配線信頼性をさらに向上させるためにはさらに面内方位の制御が必須であった。これに対し本発明では、表面に溝が形成された非晶質薄膜を下地とすることにより、成膜される金属薄膜の結晶配向性のみならず面内方位の制御性が充分に向上する。ここで、非晶質薄膜は溝の底部及び側壁部が同一の物質で構成されても異なる物質で構成されてもよいが、特に溝の底部及び側壁部を異なる物質で構成して、金属薄膜の成膜時にこれらの部分での表面エネルギ−の差を利用することが望ましい。何となればこのような構成によれば、溝の底部及び側壁部のうち、表面エネルギ−がより高い部分に堆積物質が優先的に核発生し配向成長する一方、他の表面エネルギ−が低い部分との境界でもう一軸の方位制御を受ける結果、単結晶に近い金属薄膜を成膜できるからである。さらにこの場合は、金属薄膜の成膜前あるいは成膜後に非晶質薄膜に熱処理を施して結晶化させても、高い結晶性を有する金属薄膜を得ることが可能である。
【００４３】
この時、溝の形状は短冊状あるいは、長方形、正方形、正三角形のいずれかあるいはその組み合わせが多数個並んだ状態が望ましく、しかもそれぞれの一辺が±５度以内の精度で平行に並んでおり、また、各々の溝の面積が、金属配線の平均結晶面積以下で、凸部の面積も溝と同様に金属配線の平均結晶面積以下が良い。なお、短冊状の溝の場合、溝幅、凸部幅が金属配線の平均結晶粒径以下であることが望ましい。
【００４４】
非晶質薄膜上に金属配線を形成する場合、前述のように非晶質薄膜に表面酸化膜が形成されていないことが重要である。非晶質薄膜の表面酸化膜を除去する方法としては金属薄膜成膜直前にプラズマエッチングすることが望ましく、エッチング後は真空度が１×１０-6Torr以下に保たれる事が重要である。金属薄膜の成膜方法としてはＣＶＤ法、ＰＶＤ法いずれでもかまわないが、基板温度を上げて蒸着粒子のマイグレーションを促進することが望ましく、抵抗加熱以外に電子線照射、レーザービーム照射でも構わない。また、基板に対して斜めに蒸着粒子流が入射する斜め蒸着法も望ましい。
【００４５】
さらに上述したような高配向結晶からなる金属配線は、ＡｌまたはＡｌ合金あるいはＣｕまたはＣｕ合金からなる導電体層を堆積して金属薄膜を成膜するに際し、前記導電体層の堆積前または堆積中に表面エネルギ−の小さい元素を供給することによっても実現可能である。
【００４６】
より具体的には、例えば、ＡｌまたはＡｌ合金からなる金属配線を形成する場合には、Ｇａ，Ｉｎ，Ｃｄ，Ｂｉ，Ｐｂ，Ｓｎ，Ｔｌからなる群より選ばれた１種類または２種類以上の元素、ＣｕまたはＣｕ合金からなる金属配線を形成する場合には、Ｐｂ，Ｔｌからなる群より選ばれた１種類または２種類の元素を供給する。ここで、このような元素を供給して一原子層以上の制御層を形成したときのγｆとγｉの相関関係を図１を用いて考える。図１において１は基板、５は熱酸化膜からなる絶縁層、５０は制御層、２は金属配線を示す。この場合には制御層を構成する元素の表面エネルギ−が小さいことから、図１（ａ）の状態よりも（ｂ）の状態の方がγｆとγｉの和は小さくなる。従って上述したような元素を基板上に供給し、その上に金属配線となる導電体層を堆積させると、自由エネルギ−を最小にするために前記元素が導電体層表面に拡散する。この結果、堆積物質の表面エネルギ−が見かけ上減少してその結晶成長が層状成長に近づき、ひいては下地が基板上に形成された絶縁層、バリア層、密着層、非晶質薄膜層のいずれであっても、結晶性の高い金属薄膜を成膜することができる。これは、特に導電体層の堆積中に前記元素を供給する場合に著しく、前記元素の供給量は１／２原子層以上あれば充分である。さらに前記元素を供給することにより、堆積物質の表面拡散が著しく促進され、結晶の大粒径化も併せて達成される。これを図２９を用いて説明する。図２９（ａ）は、ＳｉＯ2 絶縁層上にＡｌを５００オングストローム蒸着したときの表面ＳＥＭ写真であり、図２９（ｂ）はＡｌの蒸着時に１原子層のＢｉを供給したときの表面ＳＥＭ写真である。図に見られるように、導電体層の堆積中にＢｉを供給すると、Ｂｉを供給しない場合には、４００℃、３時間の真空中熱処理で得られる薄膜形態（膜凝集）が、基板を加熱することなくしかも堆積直後に得ることができる。
【００４７】
また、基板上の化合物や合金からなるバリア層、密着層などを下地層として成膜し、さらに熱処理をした後導電体層を堆積する場合、導電体層を堆積する前処理として、前記化合物あるいは合金を構成する元素を少なくとも一種類含有させたプラズマで下地層をエッチングすることによっても結晶性、配向性の高い金属薄膜を成膜することが可能となる。この理由は前記エッチングにより化合物や合金からなる下地層表面の酸化が防止され、かつ表面の活性種をなくし安定な界面を形成できるためである。例えば、下地層が窒化物の場合、不活性ガスに窒素を混合したプラズマで表面をエッチングし、その上に導電体層を堆積することが望ましく、この時導電体層の堆積は、真空中でエッチングに連続して行うことが望ましいが、短時間大気に晒すことは構わない。またエッチングにあたって混合ガスによるエッチング後、化合物あるいは合金を構成する元素のみのプラズマに晒すことは構わない。また、これらのエッチングは基板にバイアス電位を印加した状態で行うことが望ましく、その電圧は、−１００Ｖ以下が望ましい。その後の導電体層の堆積方法はスパッタ蒸着法、抵抗加熱蒸着法を始めとした物理蒸着法に加え、各種ＣＶＤ法など問わない。また、このとき導電体層を形成する物質は、ＳｉまたはＷＳｉ、ＭｏＳｉ、純Ａｌ、Ａｌ合金、純Ｃｕ、Ｃｕ合金、Ｗ、Ａｕ、Ａｇいずれでも良い。なお、Ａｌ合金の場合Ａｌ−Ｃｕ合金、Ａｌ−Ｃｒ合金、Ａｌ−Ｍｇ合金がとくに望ましい。またはこれら物質を積層状に成膜しても構わない。
【００４８】
例えばＡｌＣＶＤ法の場合は、ＴＩＢＡなどのアルキルアルミニウムやＤＭＡＨなどアルキルアルミニウムハイドライドをソースガスとし、熱ＣＶＤ法により成膜することが望ましい。このときＳｉやＣｕなどを成膜中にソースガス中に混入させたり、成膜後イオンインプランテーションあるいはスパッタ等で積層し熱処理することにより合金化を行っても構わない。
【００４９】
このようにして金属薄膜の結晶性を向上させることにより、耐ストレスマイグレーションや耐エレクトロマイグレーション等、金属配線の信頼性に優れた電子部品を得ることができる。
【００５０】
なお、本発明においては、上述したように基板上に非晶質薄膜および金属配線を順次形成して本発明の電子部品を製造した後に、高配向結晶からなる金属配線でのさらなる結晶粒成長を目的として、所定の熱処理を施してもよい。このとき、前記熱処理により非晶質薄膜が結晶化あるいは消失しても何ら問題はなく、むしろ前記高配向結晶の粒成長に起因してその結晶性が高められるため、金属配線の信頼性を一段と向上することができる。
【００５１】
また、本発明は、前述のように金属配線の信頼性向上に係るものであるが、同様の技術を電子部品中のキャパシタや抵抗発熱体の電極部等にも応用することができる。
【００５２】
たとえば、キャパシタの下部電極を形成する際、その下地となる非晶質薄膜の回折測定で現れるハローパターンのピーク位置に対応する原子間距離と、下部電極の第一隣接原子間距離で規定される特定結晶面の面間隔が略整合していることにより、非晶質薄膜と下部電極の間の界面エネルギーが減少され、非常に結晶性の高い下部電極を形成できる。したがって、その上に形成される誘電体薄膜の結晶性も向上する。
【００５３】
また、抵抗発熱体として非晶質薄膜を用いることにより、均一かつ経時変化の少ない電気抵抗特性が得られる。さらにこの非晶質薄膜上に非晶質薄膜の原子間距離と電極の面間隔が略整合するように電極膜を堆積すると、電極の結晶性が改善されて大電流印加時にも劣化が抑えられる。
【００５４】
【実施例】
以下に本発明を実施例により詳細に説明する。
【００５５】
（実施例１）図５、図６を用いて本実施例を説明する。
【００５６】
4000オングストローム熱酸化膜（ＳｉＯ2 ）からなる絶縁層５を有する６インチシリコンウェハ基板１を用い、以下に示すように非晶質薄膜３及び金属配線２を順次スパッタ形成した。すなわちまず、図５に示すマルチターゲットスパッタ装置により非晶質薄膜３としてＡｌＴａ膜を形成した。スパッタ条件を以下に示す。図５において８は高周波電源、９は整合回路、１０はマスフローコントローラ、１１はターゲットを示す。
スパッタ方式：ＲＦマグネトロン方式
ターゲット ： 100mmφのＡｌＴａモザイクターゲット（同心円状）
基板温度 ：室温（25℃）
スパッタガス：Ａｒガス
圧力 ：0.20Ｐａ
印加電力 ：10Ｗ／cm2
膜厚 ：500 オングストローム
【００５７】
組成分析の結果、形成された膜はＡｌ40Ｔａ60（数値は原子組成比で以下も同様とする）であった。また、Ｘ線回折から膜は非晶質であり、ハローパターンの頂点に対応する原子間距離ｄｓは2.34オングストロームであった。一方、Ａｌの(111) の面間隔ｄｆは2.34オングストロームであることから、｜ｄｆ−ｄｓ｜／ｄｓ＝0 となり、金属配線を構成する主たる元素を非晶質薄膜中に含有し、適当な組成とすることにより金属配線の特定結晶面の面間隔と整合させることができることがわかった。なお、本実施例ではモザイクターゲットを用いたが、２元ターゲットを用いた同時スパッタ法や、各元素を積層する等の方法で成膜しても同様に非晶質薄膜が得られた。
【００５８】
次いで、真空を破ることなくＡｌ40Ｔａ60膜上にＡｌをスパッタした。スパッタ条件を以下に示す。
スパッタ方式：ＲＦマグネトロン方式
ターゲット ： 100mmφのＡｌターゲット
基板温度 ：室温（25℃）
スパッタガス：Ａｒ
ガス圧力 ： 1Ｐａ
印加電力 ： 5Ｗ／cm2
膜厚 ：4000オングストローム
【００５９】
こうして作成したＡｌ膜をＸ線回折により配向性および結晶性を評価したところ、(111) ロッキング曲線の半値幅（配向半値幅）は１．２°であり、また（ｈｈｈ）反射以外のブラッグ反射（例えば(200) 、(220) 等）は、一切観測されなかった。
【００６０】
そして、このように作成された図６に示される層構造の膜を 0.5μm 幅、1mm長の四端子パターンに加工し、エレクトロマイグレーション（ＥＭ）試験を行った。試験条件は配線温度 200℃、電流密度 2×106 Ａ／cm2 である。その結果、1000時間の通電後も破断することなく、良好な信頼性が得られていることが確認された。なおここでは、ＥＭ加速試験中の電気抵抗が試験開始直後の値の１０％上昇した時点で、配線破断とみなし、以下についても同様とする。
【００６１】
同様にして（非晶質薄膜／金属配線）の組合せとして（Ｗ75Ｎ25／Ａｌ）、（Ｐｔ21Ｚｒ79／Ｐｔ）、（Ｃｕ50Ｔｉ50／Ｃｕ）、（Ａｇ55Ｃｕ45／Ａｇ）、（Ｆｅ80Ｂ20／Ｆｅ）なるものを作成し、同様に配向半値幅を評価したところ、Ａｌ、Ｐｔ、Ｃｕ、Ａｇは(111) 配向で半値幅はれぞれ1.3 °、1.4 °、1.8 °、1.6 °であり、Ｆｅは(110) 配向で(110) 反射の配向半値幅は1.7 °であった。
【００６２】
（実施例２）実施例１と同様にしてＮｉ30Ｔａ70（融点1500℃）から成る非晶質薄膜を形成し、この上にＡｌ（融点 660℃）から成る金属配線を形成した。すなわち、非晶質薄膜は金属配線より融点が高く、金属配線を構成する主たる元素との間で金属間化合物を形成し得る元素を含んでいる。このとき、Ｎｉ30Ｔａ70のハローパターンの頂点に対応する原子間距離ｄｓは2.33オングストロームで、Ａｌ(111) の面間隔ｄｆ＝2.34オングストロームと略整合している。これを実施例１と同様に評価したところ(111) 配向半値幅が0.9 °という良好な結晶性が観測され、また、ＥＭ試験でも、1000時間通電で破断することなく良好な信頼性が得られていることが確認された。
【００６３】
同様にして（非晶質薄膜／金属配線）の組合せとして（Ｐｄ80Ｓｉ20／Ａｌ）、（Ａｇ55Ｃｕ45／Ａｌ）、（Ｗ70Ｚｒ30／Ａｌ）なるものを作成し、同様に評価したところ、（１１１）配向半値幅は、それぞれ1.9 °、1.8 °、1.2 °であった。
【００６４】
（実施例３）実施例１と同様にしてＣｏ基合金であるＣｏ80Ｚｒ9 Ｎｂ11から成る非晶質薄膜を作成し、この上にＡｌから成る金属配線を形成した。このとき、Ｃｏ80Ｚｒ9 Ｎｂ11のハローパターンの頂点に対応する原子間距離ｄｓは2.04オングストロームで、Ａｌ（ 200）面間隔距離ｄｆ＝2.02オングストロームと略整合している。これを実施例１と同様に評価したところ、(111) 配向および良好な結晶性が観測され、またＥＭ試験でも、1000時間通電で破断することなく良好な信頼性が得られていることが確認された。同様にして（非晶質薄膜／金属配線）の組合せとして（Ｃｏ80Ｚｒ8 Ｎｂ12／Ａｌ）、（Ｃｏ85Ｚｒ6 Ｎｂ9 ／Ａｌ）、（Ｃｏ88Ｚｒ3 Ｔａ9 ／Ａｌ）、（Ｃｏ90Ｈｆ6 Ｐｄ4 ／Ａｌ）なるものを作成し同様に評価したところ、いずれも（１１１）配向半値幅が1.2 °という良好な結晶性が得られていることが確認された。
【００６５】
また、図７に示すような、絶縁層５上にバリア層６として多結晶であるＴｉＮ／Ｔｉ層を形成した後、この上に非晶質薄膜３（Ｃｏ80Ｚｒ9 Ｎｂ11）を形成したものや、さらには表１に示されるようにこの後一旦大気に晒したもの、その後Ａｒのバイアススパッタを行ったもの等の上に、それぞれＡｌ金属配線２を形成し、これらの結晶配向性をＣｕＫα線を用いたＸ線回折によるＡｌ(111) ロッキング曲線の半値幅で評価した。表１に示すように、非晶質薄膜を設けないもの、大気に晒してＡｒバイアススパッタを行わなかったものは、結晶配向が著しく低下している。
【表１】
0004230713.tif 000002
【００６６】
（実施例４）実施例１と同様にして、表２に示す非晶質薄膜および金属配線を形成した。表２に併せて示すように、本実施例においては非晶質薄膜に結晶状態において金属配線より表面エネルギーが大きいものを用いている。
【表２】
0004230713.tif 000003
【００６７】
いずれも非晶質薄膜におけるハローパターンの頂点に対応する面間隔ｄｓと、Ａｌの格子間距離ｄｆとは略整合している。これらを実施例１と同様に評価したところ、表２に示されるようにいずれも(111) 配向および良好な結晶性が観測され、またＥＭ試験でも、1000時間通電で破断することなく良好な信頼性が得られていることが確認された。
【００６８】
このとき、非晶質薄膜として用いているＴｉＢ2 等のホウ化物、その他、炭化物、窒化物等は、その表面エネルギーが大きいので好ましい。なお、このときの表面エネルギーは、近似式：△Ｅsv＝Ｙλ2 ／ 4π2 Ｘ0
△Ｅsv：表面エネルギー
Ｙ ：ヤング率
λ ：原子間で力の及ぶ距離（Ｘ0 で近似）
Ｘ0 ：原子間距離
で求めることができる。
【００６９】
同時に、比較例としてＳｉＯ2 上に直接金属配線を実施例１と同様に形成した。ＳｉＯ2 のハローパターンの頂点に対応する原子間距離ｄｓと最も近いＡｌ(111) 面間隔ｄｆとは略整合せず、また、ＳｉＯ2 の表面エネルギーはＡｌより小さい。これを実施例１と同様に評価したところ、（１１１）配向半値幅は8.2 °と大きく、また同条件のＥＭ試験においても10時間以内で配線破断となった。
【００７０】
（実施例５）図８を用いて本実施例を説明する。
【００７１】
本実施例においては、図８に示すような縦方向の導電接続部位、すなわちビア４が形成されている。具体的にはまず、Ｓｉ基板１上に膜厚1000オングストロームのＳｉＯ2 熱酸化膜を絶縁層５として形成した後、下層金属配線２´としてＡｌ、Ｃｕ、ＷあるいはＭｏＳｉ2 からなる薄膜を4000オングストローム堆積した。この薄膜上に熱ＣＶＤによりＳｉＯ2 層間絶縁膜５´を3000オングストローム堆積した。この層間絶縁膜５´に、通常のＰＥＰ、ＲＩＥ工程により、径50μmのビア４（あるいはスルーホール）を形成した。
【００７２】
次にビア４中に、選択ＣＶＤ法を用いてＷを埋め込み、エッチバックにより平坦化した後、本発明による非晶質薄膜３としてＣｏ80Ｚｒ9 Ｎｂ11薄膜をスパッタにより200 オングストローム形成した。引き続き、一度大気に晒されたＣｏ80Ｚｒ9 Ｎｂ11表面についてＡｒのＲＦプラズマクリーニングを行った後、スパッタにより金属配線２として純Ａｌ薄膜を4000オングストローム堆積し、そのＡｌ薄膜の結晶配向性をＣｕＫα線を用いて測定されたＡｌ(111) ロッキング曲線の半値幅により評価した。このとき入射Ｘ線をコリメータによりφ50μm まで絞ってビア近傍の半値幅の変化とその分布を調べたが、場所による変化はなく一様に半値幅は1.3 °と良好な結晶配向性を示した。
【００７３】
（実施例６）図９を用いて本実施例を説明する。
【００７４】
実施例５と同様に、ビア４を形成した後、図９に示すように非晶質薄膜３としてＮｉ62Ｎｂ38を 300オングストローム、スパッタにより形成した。その結果、図９に示すようにビアの側壁が多少薄くなるが、コンフォーマルにＮｉＮｂ膜が形成された。この上に、連続的にスパッタにより金属配線２として純Ａｌ薄膜を4000オングストローム形成した。実施例５と同様に評価したところ、一様に半値幅1.35°が得られた。
【００７５】
（実施例７）図１０を用いて本実施例を説明する。
【００７６】
実施例５と同様に、ビア４を形成した後、図１０に示すように非晶質薄膜３としてＡｌ40Ｔａ60をスパッタにより形成した。このとき、ビア４を形成した基板とターゲットの間に、コリメータを設けることにより、堆積粒子の直進性を向上させた結果、ビア４の側壁にはほとんど非晶質層が形成されずに、ビア４の底面と層間絶縁膜５´上に 100オングストロームのＡｌＴａ非晶質薄膜３を形成することができた。一度大気に晒し、ＡｒのＲＦバイアススパッタクリーニングを行った後、金属配線２として純Ａｌ薄膜をスパッタにより4000オングストローム堆積した。実施例５と同様に評価したところ、一様に半値幅 1.1°が得られた。
【００７７】
（実施例８）図１１を用いて本実施例を説明する。
【００７８】
図１１に示すように下層の金属配線２´を形成する際に、まずＳｉＯ2 熱酸化膜からなる絶縁層５上に非晶質薄膜３´としてＡｌ40Ｎｂ60を形成した後、連続的に純Ａｌから成る下層金属配線２′を4000オングストローム堆積した。この下層金属配線２′のロッキング曲線の半値幅は 1.2°であった。このＡｌ下層金属配線２′の上に実施例５と同様にＳｉＯ2層間絶縁膜５´およびビア４を形成した。次に、ＴＩＢＡ（トリイソブチルアルミニウム）を原料ガスとした熱ＣＶＤ法により、このビア４をＡｌで選択的に埋め込んだ。このビア４を埋め込んだＡｌは下にあるＡｌの結晶配向性を引き継いで、下層金属配線２′と同じロッキング曲線の半値幅を示した。引き続き、連続的に非晶質薄膜３としてＡｌ40Ｎｂ60をスパッタにより 250オングストローム堆積した。一度大気に晒し、ＡｒのＲＦプラズマによるバイアスクリーニングを行った後、スパッタあるいはＴＩＢＡを用いた熱ＣＶＤ法により金属配線２としてＡｌ膜を4000オングストローム堆積した。このＡｌ膜の結晶配向性の分布は一様であり、そのロッキング半値幅は 1.2°であった。また、Ａｌ堆積する前に、通常のＰＥＰ工程とイオンミリング工程により、ビア４の部分の非晶質薄膜３を除去した後、Ａｌを堆積したものにおいても、ビア部分も含めて、やはり配向性は均一であり、半値幅も 1.2°と変わらなかった。
【００７９】
一方、比較例として本発明による非晶質薄膜を介在させない場合には、いずれの場合も、非晶質ＳｉＯ2 上のＡｌの半値幅は約 8°であり、また配向性の均一性も悪く、特にビア部分での配向性の乱れが著しかった。
【００８０】
（実施例９）図１２，１３を用いて本実施例を説明する。
【００８１】
図１２（ａ）に示すように、非晶質ＳｉＯ2 からなる絶縁層５が表面に形成されたＳｉ基板１を用意し、まず非晶質ＳｉＯ2 上にスパッタ法により非晶質薄膜３を１０００オングストローム堆積した後（図１２（ｂ））、配線を形成する部分を残して、残りの非晶質薄膜３をエッチングにより取り除いた（図１２（ｃ））。この上に５０００オングストロームの膜厚を有する非晶質ＳｉＯ2 からなる絶縁層５を均一に堆積した（図１２（ｄ））。次に、非晶質薄膜３上のＳｉＯ2のみをエッチングにて除去し、配線を埋め込むための溝を形成した（図１２（ｅ））。この結果、溝の底面は非晶質薄膜３となった。本実施例では、この溝の幅つまり金属配線幅は 0.8μm とした。また溝の深さは４０００オングストロームとした。こうして用意した配線用の溝を有する基板１上に、低エネルギーのイオンビームを照射して非晶質薄膜３表面の酸化膜を除去した後、トリイソブチルアルミニウム((Ｃ4 Ｈ9 ）3 Ａｌ）を原料ガスとする熱ＣＶＤ法によりアルミニウムを堆積し、金属配線４を得た（図１２（ｆ））。溝中にのみアルミニウムが堆積する選択成長は基板温度を 300℃以下にすることにより実現した。表３に非晶質薄膜３としてＡｌ非晶質合金を溝底面に形成した場合の溝中のアルミニウム堆積速度を基板温度に対して示す。Ａｌ非晶質合金としてはＡｌ30Ｔａ70、Ａｌ40Ｎｂ60、Ａｌ50Ｖ50を選んだ。また、選択成長を確認するために溝部以外のＳｉＯ2 との選択成長の有無を表３に併せて示した。さらに比較例として溝底部に非晶質ＳｉＯ2 、多結晶シリコン、多結晶銀を形成した場合のアルミニウム堆積速度と選択成長の有無を示す。Ａｌ非晶質合金上に比べ、非晶質ＳｉＯ2 上、多結晶シリコン上では 300℃以下にて十分なアルミニウム堆積速度が実現できず、埋め込まれたアルミニウムの表面形状も悪い。また、多結晶銀上の堆積速度もＡｌ非晶質合金上に比べると小さく、また、配線長手方向に対してアルミニウムの埋め込みが不連続になっている箇所が見られた。
【００８２】
次に、選択的に埋め込まれたアルミニウムの結晶性をＸ線回折によって調べた結果を表４に示す。ここで、アルミニウムの配向性の評価はＡｌ(111) 回折ピークのロッキング曲線の半値幅を測定することにより行った。Ａｌ非晶質合金を下地とする溝へ埋め込まれたアルミニウムは、(111) 半値幅が約 1°の(111) 高配向膜である。
【００８３】
また、Ａｌ非晶質合金を底面とする溝に埋め込まれたアルミニウムを透過電子顕微鏡により観察したところ、アルミニウム結晶粒径は配線幅とほぼ同じ 1μm程度であり、配線長手方向にこれら(111) 結晶粒が亜粒界（小角粒界）によって接した構造になっていることがわかった。さらに、部分的ではあるが配線長手方向に長さ10μm 以上にわたって 1個の結晶粒になっている領域も存在することが確認された。これは、(111) 高配向結晶からなるＡｌ配線よりもさらにストレスマイグレーション耐性、エレクトロマイグレーション耐性の優れた、単結晶からなるアルミニウム配線が部分的に実現されていることを示している。
【００８４】
最後に、本実施例にて形成したアルミニウム埋め込み配線のエレクトロマイグレーション耐性を調べるために行った加速試験の結果を図１３に示す。試験条件は基板温度 150℃、電流密度 1×10 7Ａ／cm2 である。抵抗変化率の経時変化から従来のアルミニウム配線が１時間以内に破断するのに比べ非常に高い信頼性を有していることが確認された。
【表３】
0004230713.tif 000004
【表４】
0004230713.tif 000005
【００８５】
（実施例１０）図１４を用いて本実施例を説明する。
【００８６】
図１４に示すように、機能素子３１が形成された半導体基板１上にＣＶＤ法を用いてＳｉＯ2 絶縁層５を形成し、コンタクト部となるべき領域をエッチングにより除去して接続孔３２を設ける。コンタクト特性を良好にするため、接続孔底面の半導体基板１上に形成された自然酸化膜をフッ酸洗浄により取り除き、再酸化を防ぐために酸素含有量の低い超純水によりリンスし、高純度窒素ガスパージにより乾燥する。この基板上にマルチターゲットスパッタ装置によりＡｌＴａ非晶質薄膜３を形成した。スパッタ条件を以下に示す。
スパッタ方式：ＲＦマグネトロン方式
ターゲット：１００mmφのＡｌ−Ｔａモザイクターゲット
基板温度：室温（２５℃）
スパッタガス：Ａｒ
ガス圧力：０．２０Ｐａ
印加電力：１０Ｗ／ｃｍ2
膜厚：４００オングストローム
【００８７】
組成分析の結果、形成された膜はＡｌ55Ｔａ45であった。またＸ線回折から膜は非晶質であった。なお、本実施例では非晶質薄膜３をスパッタ法により作成したが、ＣＶＤ法や蒸着法等によっても同様な非晶質薄膜が形成できる。また非晶質薄膜３のスパッタにおいてＡｌＴａモザイクターゲットを用いたが、ＡｌとＴａの２元ターゲットを用いた同時スパッタ法やＡｌおよびＴａを交互に薄く積層する等の方法によっても同様に非晶質薄膜が得られる。
【００８８】
さらにこの上に真空を破ることなくＡｌ膜をスパッタ法により形成した。スパッタ条件を以下に示す。
スパッタ方式：ＲＦマグネトロン方式
ターゲット：１００mmφのＡｌターゲット
基板温度：室温（２５℃）
スパッタガス：Ａｒ
ガス圧力：１Ｐａ
印加電力：５Ｗ／ｃｍ2
膜厚：４０００オングストローム
【００８９】
こうして作成したＡｌ膜をＸ線回折により配向性および結晶性を評価したところ、（１１１）ロッキング曲線の半値幅は１．０°であり、良好な配向性が観測された。なお、本実施例ではＡｌ膜をスパッタ法により形成したが、ＣＶＤ法や蒸着法によって形成しても同様な効果が得られる。
【００９０】
この後、通常のリソグラフィ技術により所望のパターンにレジストを形成し、塩素を含むエッチングガスを用いてＡｌ膜およびＡｌＴａ非晶質薄膜３のドライエッチングを同時に行い、Ａｌ膜を金属配線２に加工した。加工後ＳＥＭによる観察を行ったが残渣も認められず、加工性は良好であった。この試料をフォーミングガス（Ｎ２：Ｈ２＝９：１）中で４５０℃、１５分熱処理を施した後、接合部のリーク電流及びコンタクト抵抗を測定したが、熱処理前と変化せず、良好なバリア性が確認された。
【００９１】
（実施例１１）図１５を用いて本実施例を説明する。
【００９２】
Ａｌ金属配線のエレクトロマイグレーション耐性を調べるため、酸化膜の付いたシリコン基板上にＡｌＴａ非晶質薄膜とＡｌ膜を実施例１０と同様の条件で成膜し、これを用いて図１５に示すような陽極２１、陰極２２、及びこれらの各電極を接続し、０．８μｍの配線幅を有する配線部２３を具備した試験基板２４を作成した。この試験基板のＡｌ膜をＸ線回折により配向性及び結晶性を評価したところ、実施例１０と同様に（１１１）ロッキング曲線の半値幅は、１．０°であった。
【００９３】
この試験基板２４に対し、試験温度を２００℃とし、電流密度が２×１０6Ａ／ｃｍ2 に相当する電流を流し、その平均故障時間を測定したところ、１０００時間以上の値を示し、高いエレクトロマイグレーション耐性を有していることがわかった。
【００９４】
（実施例１２）実施例１０と同様の方法で機能素子を形成した基板上にＡｌＭｏ非晶質薄膜を形成した。組成分析の結果、形成された膜はＡｌ60Ｍｏ40であった。またＸ線回折から膜は非晶質であった。この上に作成したＡｌ膜をＸ線回折により配向性及び結晶性を評価したところ、（１１１）のロッキング曲線の半値幅は１．１°であり、良好な配向性が観測された。
【００９５】
この後、通常のリソグラフィ技術により所望のパターンにレジストを形成し、塩素を含むエッチングガスを用いてＡｌ膜およびＡｌ−Ｍｏ非晶質薄膜のドライエッチングを同時に行い、Ａｌ膜を金属配線に加工した。加工後ＳＥＭによる観察を行ったが残渣も認められず、加工性は良好であった。この試料をフォーミングガス（Ｎ２：Ｈ２＝９：１）中で４５０℃、１５分熱処理を施した後、接合部の断面を観察したところ、アロイスパイクは見られず良好なバリア性が確認された。
【００９６】
（実施例１３）実施例１０と同様の方法で機能素子を形成した基板上にＡｌＮｂＳｉ非晶質薄膜を形成した。組成分析の結果、形成された膜は、Ａｌ40Ｎｂ55Ｓｉ5 であった。またＸ線回折から膜は非晶質であった。この上に作成したＡｌ膜をＸ線回折により配向性及び結晶性を評価したところ、（１１１）ロッキング曲線の半値幅は１．３°であり、良好な配向性が観測された。この後、通常のリソグラフィ技術により所望のパターンにレジストを形成し、塩素を含むエッチングガスを用いてＡｌ膜およびＡｌＮｂＳｉ非晶質薄膜のドライエッチングを同時に行い、Ａｌ膜を金属配線に加工した。加工後ＳＥＭによる観察を行ったが残渣も認められず、加工性は良好であった。この試料をフォーミングガス（Ｎ２：Ｈ２＝９：１）中で４５０℃、１５分熱処理を施した後、接合部の断面を観察したところ、アロイスパイクは見られず、良好なバリア性が確認された。またＳｉを含むことにより非晶質薄膜の熱安定性は向上し、より高温の熱処理によっても結晶化や反応は認められなかった。なお、この効果はＧｅ、Ｐ、Ｂでも同様であった。
【００９７】
（実施例１４）図１６を用いて本実施例を説明する。
【００９８】
４０００オングストローム熱酸化膜からなる絶縁層５を有する６インチシリコンウェハ基板１を用い、まず図５に示されるマルチターゲットスパッタ装置によりＰｔＺｒ非晶質薄膜３を形成した。スパッタ条件を以下に示す。
スパッタ方式：ＲＦマグネトロン方式
ターゲット：１００mmφのＰｔＺｒモザイクターゲット
基板温度：室温（２５℃）
スパッタガス：Ａｒ
ガス圧力：０．２０Ｐａ
印加電力：１０Ｗ／ｃｍ2
膜厚：５００オングストローム
【００９９】
組成分析の結果、形成された膜はＰｔ21Ｚｒ79であった。またＸ線回折測定よりこの膜は非晶質であった。
【０１００】
次いで、真空を破ることなくＰｔＺｒ膜上にＰｔをスパッタした。スパッタ条件を以下に示す。
スパッタ方式：ＲＦマグネトロン方式
ターゲット：１００mmφのＰｔターゲット
基板温度：室温（２５℃）
スパッタガス：Ａｒ
ガス圧力：１Ｐａ
印加電力：５Ｗ／ｃｍ2
膜厚：１０００オングストローム
【０１０１】
こうして作成した下部電極としてのＰｔ膜３３をＸ線回折により配向性及び結晶性を評価したところ、（１１１）配向半値幅が1.4 °と良好な結晶性が観測された。
【０１０２】
次にこの下部電極上に、ＲＦマグネトロンスパッタ法により誘電体薄膜としてチタン酸ストロンチウム膜３４を形成した。ターゲットはチタン酸ストロンチウム焼結体を用いた。スパッタ条件を以下に示す。
スパッタ方式：ＲＦマグネトロン方式
ターゲット：１００mmφのＳｒＴｉＯ３ターゲット
基板温度：５００℃
スパッタガス：Ａｒ／Ｏ２
ガス圧力：１Ｐａ
印加電力：５Ｗ／ｃｍ2
膜厚：５０００オングストローム
【０１０３】
Ｘ線回折により得られた誘電体薄膜の配向性及び結晶性を評価したところ、Ｐｔ膜３３の（１１１）配向を引継ぎ、（１１１）配向半値幅は1.5 °となった。この誘電体薄膜上に上部電極としてＡｕ膜３５を蒸着し、キャパシタ特性を評価したところ比誘電率、漏れ電流とも良好な値であった。一方、熱酸化膜上に直接形成したＰｔ膜の配向半値幅は9.2 °であり、この上に上記と同条件でチタン酸ストロンチウム膜を形成した場合、配向半値幅は9.5 °であった。
【０１０４】
（実施例１５）実施例１４と同様に４０００オングストローム熱酸化膜の付いた６インチシリコンウェハ基板を用い、マルチターゲットスパッタ装置により非晶質薄膜としてＰｔ21Ｚｒ79膜を形成した。
【０１０５】
次いで真空を破ることなくこの非晶質Ｐｔ21Ｚｒ79膜上にスパッタにより下部電極としてＰｔＴｉ膜を形成した。スパッタ条件を以下に示す。
スパッタ方式：ＲＦマグネトロン方式
ターゲット：１００mmφのＰｔ／Ｔｉ２元ターゲット
基板温度：室温（２５℃）
スパッタガス：Ａｒ
ガス圧力：１Ｐａ
印加電力：５Ｗ／ｃｍ2
膜厚：１０００オングストローム
【０１０６】
こうして作成したＰｔＴｉ膜を組成分析した結果、Ｐｔ88Ｔｉ12であった。Ｘ線回折により配向性及び結晶性を評価したところ、（１１１）配向半値幅は1.4°と良好な結晶性が観測された。
【０１０７】
次にこの下部電極上にＲＦマグネトロンスパッタ法によりチタン酸ジルコン酸鉛の強誘電体薄膜を成長させた。ターゲットは酸化鉛を１０ｍｏｌ％過剰に加えたチタン酸ジルコン酸鉛の粉末を１２００℃で焼結したものを用いた。スパッタ条件を以下に示す。
スパッタ方式：ＲＦマグネトロン方式
ターゲット：１００mmφのＰｂ（ＺｒＴｉ）Ｏ３ターゲット（PbO 10mol% RICH ）
基板温度：６００℃
スパッタガス：Ａｒ／Ｏ２
ガス圧力：１Ｐａ
印加電力：５Ｗ／ｃｍ2
膜厚：５０００オングストローム
【０１０８】
Ｘ線回折により得られた強誘電体薄膜の配向性及び結晶性を評価したところ、ＰｔＴｉ膜の（１１１）配向を引継ぎ、（１１１）配向半値幅は1.9 °となった。一方熱酸化膜上に直接形成したＰｔＴｉ膜の配向半値幅は9.2 °であり、この上に上記と同条件でチタン酸ジルコン酸鉛を形成した場合、配向半値幅は9.8 °であった。
【０１０９】
（実施例１６）図１７を用いて本実施例を説明する。
【０１１０】
ガラス基板１´上に図５に示すようなマルチターゲットスパッタ装置により抵抗発熱体膜１２としてＡｌＴａ非晶質薄膜を形成した。スパッタ条件を以下に示す。
スパッタ方式：ＲＦマグネトロン方式
ターゲット：１００mmφのＡｌＴａ２元ターゲット
基板温度：室温（２５℃）
スパッタガス：Ａｒ
ガス圧力：０．２０Ｐａ
印加電力：１０Ｗ／ｃｍ2
【０１１１】
組成分析の結果、形成された膜はＡｌ25Ｔａ75であった。Ｘ線回折測定よりこの膜は非晶質であった。この上に同一チャンバ内でＡｌ薄膜をスパッタした。スパッタ条件を以下に示す。
スパッタ方式：ＲＦマグネトロン方式
ターゲット：１００mmφのＡｌターゲット
基板温度：室温（２５℃）
スパッタガス：Ａｒ
ガス圧力：１Ｐａ
印加電力：５Ｗ／ｃｍ2
【０１１２】
作成したＡｌ膜の結晶性をＸ線回折により評価したところ、（１１１）ロッキング曲線の半値幅が１．０°の配向膜であった。
【０１１３】
次にこのＡｌ膜をリソグラフィ工程及びエッチング工程により加工して電極１３、１３´とし、さらに酸化防止、耐摩耗性向上のためＳｉＯ2 絶縁膜１４をコーティングした。こうして作成したサーマルヘッドを実際にプリンタに装着して記録実験を行ったところ、微細なパターンにおいても記録濃度ゆらぎが従来に比べて小さかった。またＡｌ電極も劣化が生じなかった。
【０１１４】
（実施例１７）図１８を用いて本実施例を説明する。
【０１１５】
凸部を有するガラス基板１´上に図５に示すようなマルチターゲットスパッタ装置により抵抗発熱体１２としてＡｌＮｂ非晶質薄膜を形成した。スパッタ条件を以下に示す。
スパッタ方式：ＲＦマグネトロン方式
ターゲット：１００mmφのＡｌＮｂ２元ターゲット
基板温度：室温（２５℃）
スパッタガス：Ａｒ
ガス圧力：０．２０Ｐａ
印加電力：１０Ｗ／ｃｍ2
【０１１６】
組成分析の結果、形成された膜はＡｌ40Ｎｂ60であった。またＸ線回折測定よりこの膜は非晶質であった。
【０１１７】
このＡｌＮｂ膜をリソグラフィ工程及びエッチング工程により加工して凸部とその周辺にのみ残した。再びチャンバ内に搬送しＡｒバイアスクリーニングを施した後、Ａｌ膜をスパッタした。スパッタ条件を以下に示す。
スパッタ方式：ＲＦマグネトロン方式
ターゲット：１００mmφのＡｌターゲット
基板温度：室温（２５℃）
スパッタガス：Ａｒ
ガス圧力：１Ｐａ
印加電力：５Ｗ／ｃｍ2
【０１１８】
平坦部に形成されたＡｌ膜の結晶性をＸ線回折により評価したところ、（１１１）ロッキング曲線の半値幅が１．２°の配向膜であった。
【０１１９】
次にこのＡｌ膜をリソグラフィ工程及びエッチング工程により加工して電極１３、１３´とし、さらに酸化防止、耐摩耗向上のためＳｉＯ２絶縁膜１４をコーティングした。こうして実施例１６と同条件で記録実験を行ったところ、優れた特性を示した。
【０１２０】
（実施例１８）図１９を用いて本実施例を説明する。
【０１２１】
４０００オングストローム熱酸化膜からなる絶縁層５を有する６インチシリコンウェハ基板１を用い、まず図５に示すようなマルチターゲットスパッタ装置によりＡｌＴａ非晶質薄膜３を形成した。スパッタ条件を以下に示す。
スパッタ方式：ＲＦマグネトロン方式
ターゲット：１００mmφのＡｌＴａ２元ターゲット
基板温度：室温（２５℃）
スパッタガス：Ａｒ
ガス圧力：０．２０Ｐａ
印加電力：１０Ｗ／ｃｍ2
膜厚：１０００オングストローム
【０１２２】
組成分析の結果、形成された膜はＡｌ45Ｔａ55であった。またＸ線回折測定よりこの膜は非晶質であった。
【０１２３】
次いで、このＡｌＴａ非晶質薄膜３表面に通常のリソグラフィ工程及びＲＩＥ工程により、溝３８を形成した。溝３８の深さは１００オングストローム、溝３８の幅は１０００オングストロームとした。
【０１２４】
次に溝３８を加工したＡｌＴａ非晶質薄膜３にＡｒバイアスクリーニングを施した後、Ａｌ膜をスパッタした。スパッタ条件を以下に示す。
スパッタ方式：ＲＦマグネトロン方式
ターゲット：１００mmφのＡｌターゲット
基板温度：室温（２５℃）
スパッタガス：Ａｒ
ガス圧力：１Ｐａ
印加電力：５Ｗ／ｃｍ2
膜厚：４０００オングストローム
【０１２５】
こうして作成したＡｌ膜をＸ線回折により配向性及び結晶性を評価したところ、（１１１）配向半値幅は1.2 °と良好な結晶性が観測された。
【０１２６】
さらに、透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）観察によると、非晶質薄膜３に形成された溝３８の長手方向にＡｌの＜２１１＞方向が揃った結果、亜粒界のみを有するＡｌ膜となっていることがわかった。
【０１２７】
次にこのＡｌ膜を加工して金属配線２とし、ＥＭ試験を行った。具体的には、上記Ａｌ膜に対し、通常のリソグラフィ工程及びＲＩＥ工程を適用して、図１５に示すような陽極、陰極、及びこれらを接続し、０．８μｍの配線幅を有する配線部を具備した試験基板を作成した。次いで、この試験基板の配線部に対し、試験温度を２００℃とし、電流密度が２×１０6 Ａ／ｃｍ2 に相当する電流を流したが、１０００時間経過後も破断は生じなかった。これはＡｌ膜が高配向である上に亜粒界のみが形成された膜のため、エレクトロマイグレーション耐性が飛躍的に向上したことを示している。
【０１２８】
（実施例１９）図２０を用いて本実施例を説明する。
【０１２９】
４０００オングストローム熱酸化膜からなる絶縁層５を有する６インチシリコンウェハ基板１を用い、通常のリソグラフィ工程及びＲＩＥ工程により、溝を形成した。
【０１３０】
この基板１上に図５に示すようなマルチターゲットスパッタ装置によりＮｉＴａ非晶質薄膜３を形成した。スパッタ条件を以下に示す。
スパッタ方式：ＲＦマグネトロン方式
ターゲット：１００mmφのＮｉＴａ２元ターゲット
基板温度：室温（２５℃）
スパッタガス：Ａｒ
ガス圧力：０．２０Ｐａ
印加電力：１０Ｗ／ｃｍ2
膜厚：１０００オングストローム
【０１３１】
組成分析の結果、形成された膜はＮｉ50Ｔａ50であった。Ｘ線回折測定よりこの膜は非晶質であった。また、断面を走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）により観察したところ、ＮｉＴａ非晶質薄膜３表面には溝３０が均一に形成されており、溝３０の深さは１００オングストローム、溝３０の幅は１０００オングストロームであった。
【０１３２】
次いで、溝３０を有するＮｉＴａ非晶質薄膜３にＡｒバイアスクリーニングを施した後、実施例１８と同様にＡｌをスパッタした。作成したＡｌ膜をＸ線回折により配向性及び結晶性を評価したところ、（１１１）配向半値幅は0.9 °と良好な結晶性が観測された。
【０１３３】
さらに、透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）観察によると、非晶質薄膜３に形成された溝３０の長手方向にＡｌの＜２１１＞方向が揃った結果、亜粒界のみを有するＡｌ膜となっていることがわかった。
【０１３４】
（実施例２０）４０００オングストローム熱酸化膜の付いた６インチシリコンウェハ基板を用い、図５に示すようなマルチターゲットスパッタ装置によりＡｌＮｂ非晶質薄膜を形成した。スパッタ条件を以下に示す。
スパッタ方式：ＲＦマグネトロン方式
ターゲット：１００mmφのＡｌＮｂ２元ターゲット
基板温度：室温（２５℃）
スパッタガス：Ａｒ
ガス圧力：０．２０Ｐａ
印加電力：１０Ｗ／ｃｍ2
膜厚：１０００オングストローム
【０１３５】
組成分析の結果、形成された膜はＡｌ40Ｎｂ60であった。またＸ線回折測定よりこの膜は非晶質であった。
【０１３６】
次いで、このＡｌＮｂ非晶質薄膜に通常のリソグラフィ工程及びＲＩＥ工程により、溝を形成した。溝の深さは１００オングストローム、膜の幅は１０００オングストロームとした。
【０１３７】
次に溝を加工したＡｌＮｂ非晶質薄膜にＡｒバイアスクリーニングを施した後、金属薄膜としてＡｌ−0.1 ａｔ％Ｃｕ合金をスパッタした。スパッタ条件を以下に示す。
スパッタ方式：ＲＦマグネトロン方式
ターゲット：１００mmφのＡｌＣｕ合金ターゲット
基板温度：室温（２５℃）
スパッタガス：Ａｒ
ガス圧力：１Ｐａ
印加電力：５Ｗ／ｃｍ2
膜厚：４０００オングストローム
【０１３８】
こうして作成したＡｌＣｕ膜をＸ線回折により配向性及び結晶性を評価したところ、（１１１）配向半値幅は0.9 °と良好な結晶性が観測された。またこの膜に４５０℃、３０分の熱処理を加えると（１１１）配向はさらに向上し、（１１１）配向半値幅は0.7 °となった。
【０１３９】
さらに透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）観察によると、非晶質薄膜に形成された溝の長手方向にＡｌの＜２１１＞方向が揃った結果、亜粒界のみを有するＡｌＣｕ膜となっていることがわかった。また実施例１８と同条件で金属配線を形成しＥＭ試験を行ったところ、１０００時間経過後も配線破断を生じなかった。
【０１４０】
（実施例２１）図２１，２２を用いて本実施例を説明する。
【０１４１】
Ｓｉ（１００）６インチ基板１上に熱酸化膜を絶縁層５として１０００オングストローム形成後、以下に示す７試料を作成した。すなわちＮｏ．１は、絶縁層５としての非晶質ＳｉＯ2 （表面エネルギー：605erg/cm 2 ）についてリソグラフィー工程およびＲＩＥ工程によりＬ／Ｓ（０．３／０．３μｍ）で溝の深さ２００オングストロームに表面を加工した（図２１（ａ））。Ｌ／Ｓは図２２に示す。Ｎｏ．２は、熱酸化膜上に多結晶Ｔａ（表面エネルギー：2150erg/cm 2）をスパッタして５００オングストロームのＴａ膜３９を形成し、さらに非晶質ＳｉＯ2をスパッタし２００オングストロームのＳｉＯ2 膜４３を形成後、ＳｉＯ2膜４３をＬ／Ｓ（０．３／０．３μｍ）で溝の深さ２００オングストロームに加工した（図２１（ｂ））。Ｎｏ．３は、熱酸化膜上に多結晶Ｔａをスパッタし２００オングストロームのＴａ膜３９を形成後、Ｔａ膜３９をＬ／Ｓ（０．３／０．３μｍ）で溝の深さ２００オングストロームに加工した（図２１（ｃ））。Ｎｏ．４は、熱酸化膜上に非晶質Ｎｉ62Ｎｂ38（表面エネルギー：1326erg/cm 2）をスパッタし２００オングストロームのＮｉＮｂ膜４０を形成後、ＮｉＮｂ４０膜をＬ／Ｓ（０．３／０．３μｍ）で溝の深さ２００オングストロームに加工した（図２１（ｄ））。Ｎｏ．５は、熱酸化膜上に非晶質Ｔａ−６０ａｔ％Ａｌ（表面エネルギー：1640erg/cm 2）をスパッタし２００オングストロームのＴａＡｌ膜４１を形成後、ＴａＡｌ膜４１をＬ／Ｓ（０．３／０．３μｍ）で溝の深さ２００オングストロームに加工した（図２１（ｅ））。Ｎｏ．６は、熱酸化膜上に非晶質Ｔａ−６０ａｔ％Ａｌをスパッタして１００オングストロームのＴａＡｌ膜４１を形成し、さらに非晶質ＳｉＯ2 をスパッタし１００オングストロームのＳｉＯ2 膜４３を形成後、ＳｉＯ2 膜４３およびＴａＡｌ膜４１をＬ／Ｓ（０．３／０．３μｍ）で溝の深さ２００オングストロームに加工した（図２１（ｆ））。Ｎｏ．７は、熱酸化膜上に２００オングストロームの多結晶Ｓｉ（表面エネルギー：730erg/cm 2 ）を堆積後、得られたＳｉ膜４２をＬ／Ｓ（ｏ．３／０．３μｍ）で溝の深さ２００オングストロームに加工した（図２１（ｇ））。以上それぞれの最終形状の断面図を図２１に示す。次いで、以上の下地の上にそれぞれ純Ａｌを基板温度２００℃で４０００オングストローム成膜後、四端子形状に加工を行い、ＥＭ試験を行った。測定部配線幅は１μｍ、長さ２０００μｍである。また、試験の条件は１５０℃、１×１０7 Ａ／ｃｍ2 とした。結果を表５に示す。
【表５】
0004230713.tif 000006
【０１４２】
（実施例２２）Ｓｉ（１００）６インチ基板上に熱酸化膜を１０００オングストローム形成後、Ｔａ−４０ａｔ％Ａｌをスパッタにより２００オングストローム成膜し、それぞれ表６に示すＬ／ＳにＲＩＥにて加工し溝を形成した。これらについて、到達真空度１０-10 torr台の高真空スパッタ内でＡｌＴａ膜表面の表面酸化膜をＡｒプラズマエッチングにより除去後、続けて純Ａｌを４０００オングストローム成膜した。この後ＥＭ試験を実施例２１と同様に行った。結果を表６に示す。
【表６】
0004230713.tif 000007
【０１４３】
（実施例２３）図２３を用いて本実施例を説明する。
【０１４４】
４０００オングストローム熱酸化膜からなる絶縁層５を有する６インチシリコンウェハ基板１を用い（図２３（ａ））、通常のリソグラフィ工程及びＲＩＥ工程により、溝３６を形成した（図２３（ｂ））。溝３６の深さは１００オングストローム、溝３６の幅は１５００オングストロームとした。
【０１４５】
この上に図５に示すようなマルチターゲットスパッタ装置によりＡｌＴａ非晶質薄膜３を形成した（図２３（ｃ））。スパッタ条件を以下に示す。
スパッタ方式：ＲＦマグネトロン方式
ターゲット：１００mmφのＡｌＴａ２元ターゲット
基板温度：室温（２５℃）
スパッタガス：Ａｒ
ガス圧力：０．２０Ｐａ
印加電力：１０Ｗ／ｃｍ2
膜厚：１０００オングストローム
【０１４６】
組成分析の結果、形成された膜はＡｌ75Ｔａ25であった。Ｘ線回折測定よりこの膜は非晶質であった。続いて基板１を４５０℃、３０分加熱したところ、ＡｌＴａ非晶質薄膜３は結晶化してＡｌ3 Ｔａの金属間化合物を形成し、粒径１〜２μｍで亜粒界を有する多結晶膜３７となった（図２３（ｄ））。この上に同一チャンバ内で金属配線２としてのＡｌ膜をスパッタした（図２３（ｅ））。スパッタ条件を以下に示す。
スパッタ方式：ＲＦマグネトロン方式
ターゲット：１００mmφのＡｌターゲット
基板温度：室温（２５℃）
スパッタガス：Ａｒ
ガス圧力：１Ｐａ
印加電力：５Ｗ／ｃｍ2
膜厚：４０００オングストローム
【０１４７】
作成したＡｌ膜についてＸ線回折により配向性及び結晶性を評価したところ、（１１１）配向半値幅は0.3 °まで向上し、かつＡｌ膜中に残存する結晶粒界はほとんどが亜粒界であった。
【０１４８】
次にこのＡｌ膜からなる金属配線２について、ＥＭ試験を行った。具体的には、上記Ａｌ膜を通常のリソグラフィ工程及びＲＩＥ工程により加工して作成した、図１５に示すような陽極、陰極、及びこれらを接続し、０．８μｍの配線幅を有する配線部を具備した試験基板を用いた。この試験基板の配線部に対し、試験温度を２００℃とし、電流密度が２×１０6 Ａ／ｃｍ2 に相当する電流を流したが、１０００時間経過後も破断は生じなかった。これはＡｌ膜の結晶性が単結晶に近いため、エレクトロマイグレーション耐性が飛躍的に向上したことを示している。
【０１４９】
（実施例２４）４０００オングストローム熱酸化膜の付いた６インチシリコンウェハ基板を用い、通常のリソグラフィ工程及びＲＩＥ工程により、溝を形成した。溝の深さは５００オングストローム、溝の幅は５０００オングストローム、溝と溝との間隔は３０００オングストロームとした。
【０１５０】
この基板上に図５に示すようなマルチターゲットスパッタ装置によりＡｌＮｂ非晶質薄膜を形成した。スパッタ条件を以下に示す。
スパッタ方式：ＲＦマグネトロン方式
ターゲット：１００mmφのＡｌＮｂ２元ターゲット
基板温度：室温（２５℃）
スパッタガス：Ａｒ
ガス圧力：０．２０Ｐａ
印加電力：１０Ｗ／ｃｍ2
膜厚：４００オングストローム
【０１５１】
組成分析の結果、形成された膜はＡｌ75Ｎｂ25であった。またＸ線回折測定よりこの膜は非晶質であった。続いて基板を４５０℃、３０分加熱したところ、ＡｌＮｂ非晶質薄膜は結晶化してＡｌ3 Ｎｂの金属間化合物を形成するとともに溝の中に埋め込まれ、単結晶となった。この後、基板表面をポリッシングにより平坦化した。続いて再びチャンバ内に搬送し、Ａｒバイアスクリーニングを施した後、金属薄膜としてＡｌ−0.1 ａｔ％Ｃｕ合金をスパッタした。スパッタ条件を以下に示す。
スパッタ方式：ＲＦマグネトロン方式
ターゲット：１００mmφのＡｌＣｕ合金ターゲット
基板温度：室温（２５℃）
スパッタガス：Ａｒ
ガス圧力：１Ｐａ
印加電力：５Ｗ／ｃｍ2
膜厚：４０００オングストローム
【０１５２】
こうして作成したＡｌＣｕ膜をＲＩＥ工程により加工して金属配線を形成し、実施例２３と同条件でＥＭ試験を行ったところ、１０００時間後も配線破断を生じなかった。
【０１５３】
（実施例２５）図２４を用いて本実施例を説明する。
【０１５４】
図２４に示すように、絶縁層５として熱酸化膜を１０００オングストローム形成したＳｉウェハ基板１上に、金属配線２となる純Ａｌ薄膜を４０００オングストロームスパッタにより形成した。このＡｌ薄膜を形成後、連続的にＡｌＴａ非晶質薄膜３の厚さを１００、３００、５００オングストロームと変えたものを、それぞれＡｌとＴａのモザイクよりなるターゲットを用いたスパッタにより形成して取り出した。また、一部の試料はＡｌ薄膜を形成後、一度大気に晒し、再びスパッタ装置内にウェハを導き、ＡｌＴａ非晶質薄膜３を純Ａｌ薄膜上に形成した。この時、この大気に晒した試料は非晶質薄膜３を形成する前に基板１側を電極としたＲＦ−Ａｒプラズマにより表面酸化物を除去した。ただし表面酸化物の除去にあたっては、ＲＨＥＥＤを用いて、Ａｌ薄膜の明瞭な回折パターンが観測されるまでプラズマエッチングを行った。なお非晶質薄膜３の組成はＡｌ20Ｔａ80であった。
【０１５５】
この様にして形成した純Ａｌ薄膜からなる金属配線２およびＡｌＴａ非晶質薄膜３の積層構造について、金属配線２でのヒロックの発生頻度を調べるために、これらの薄膜試料に対し４５０℃、３０分の熱処理をフォーミングガス（Ｎ2 −Ｈ2 ）中で行った。光学顕微鏡および触針式膜厚計を用いて測定したヒロック密度を表７に示す。表７に示されるように、非晶質薄膜３の存在によって、ヒロック数が著しく減少し、かつ非晶質薄膜３の厚さが１００オングストロームにおいても、この効果が維持できることが分かった。
【表７】
0004230713.tif 000008
【０１５６】
（実施例２６）絶縁層として熱酸化膜を１０００オングストローム形成したＳｉウェハ基板上に、金属配線となる純Ｃｕ薄膜を４０００オングストロームスパッタにより形成した。このＣｕ薄膜を形成後、連続的にＣｕＺｒ非晶質薄膜を１００、３００、５００オングストローム、あるいはＮｉＮｂ非晶質薄膜を１００、３００、５００オングストローム２元スパッタ蒸着により形成した。また、一部の試料はＣｕ薄膜を形成後、一度大気に晒し、再びスパッタ装置内にウェハを導き、ＣｕＺｒあるいはＮｉＮｂ非晶質薄膜を純Ｃｕ薄膜上に形成した。この時、この大気に晒した試料は非晶質薄膜を形成する前に基板側を電極としたＲＦ−Ａｒプラズマにより表面酸化物を除去した。ただし表面酸化物の除去にあたっては、ＲＨＥＥＤにより、Ｃｕ薄膜の明瞭な回折パターンが観測されるまでプラズマエッチングを行った。なお非晶質薄膜の組成はＣｕ50Ｚｒ50、あるいはＮｉ65Ｎｂ35であった。
【０１５７】
この様にして形成した純Ｃｕ薄膜からなる金属配線およびＣｕＺｒあるいはＮｉＮｂ非晶質薄膜の積層構造について、薄膜の耐酸化性を調べるために、これらの薄膜試料に対し５００℃、３０分の熱処理を大気中で行った。なおここで、ＣｕとＮｉは全率固溶する。結果を表８に示す。表８に示されるように純Ｃｕ薄膜では、酸化の進行に伴う体積膨脹により薄膜表面に著しい凹凸を生じるのに対して、ＣｕＺｒあるいはＮｉＮｂ非晶質薄膜を積層したものは、触針式膜厚計を用いた表面荒さの評価では表８に示すように、有為な差は生じなかった。
【表８】
0004230713.tif 000009
【０１５８】
（実施例２７）図２５を用いて本実施例を説明する。
【０１５９】
４０００オングストロームの熱酸化膜からなる絶縁層５を有する６インチシリコンウェハ基板１を用い、まずＳｎを１原子層（ＭＬ）基板上に蒸着しＳｎ膜５１を堆積した。このときのＫセル温度は１１００℃、基板温度は４５０℃である。次いで真空を破ることなくＳｎ膜５１を堆積した基板１上に金属配線２としてのＡｌ膜を１０００オングストローム蒸着した。このときＫセル温度は１０５０℃、基板温度は室温である。
【０１６０】
こうして作成したＡｌ膜についてＸ線回折によって配向性を評価したところ、（１１１）配向半値幅2.0 °の良好な結晶性が観測された。
【０１６１】
Ｓｎの他、Ｇａ，Ｉｎ，Ｃｄ，Ｂｉ，Ｐｂ，Ｔｌについても同様の結果が得られた。
【０１６２】
（実施例２８）４０００オングストロームの熱酸化膜からなる絶縁層を有する６インチシリコンウェハ基板を用い、まずＰｂを１原子層基板上に蒸着した。蒸着条件はＫセル温度６００℃、基板温度は室温である。次いで、真空を破ることなくＰｂを蒸着した基板上にＣｕ膜を１０００オングストローム蒸着した。このときのＫセル温度は１２００℃、基板温度は室温である。
【０１６３】
こうして作成したＣｕ膜についてＸ線回折によって配向性を評価したところ、（１１１）配向半値幅4.0 °の良好な結晶性が観測された。
【０１６４】
Ｐｂの他、Ｔｌについても同様の結果が得られた。
【０１６５】
（実施例２９）４０００オングストローム熱酸化膜からなる絶縁層を有する６インチシリコンウェハ基板を用い、マルチターゲットスパッタ装置によりＡｌＴａ非晶質薄膜層を形成した。スパッタ条件を以下に示す。
スパッタ方式：ＲＦマグネトロン方式
ターゲット：１００mmφのＡｌＴａモザイクターゲット
基板温度：室温（２５℃）
スパッタガス：Ａｒ
ガス圧力：０．２０Ｐａ
膜厚：４００オングストローム
【０１６６】
組成分析の結果、形成された膜はＡｌ55Ｔａ45であった。またＸ線回折から膜は非晶質であった。
【０１６７】
次いで、この上に真空を破ることなくＳｎを１原子層蒸着した。蒸着条件は実施例２７と同様である。さらに真空を破ることなくＳｎを蒸着した基板上にＡｌ膜を１０００オングストローム蒸着した。このときのＫセル温度は１０５０℃、基板温度は室温である。
【０１６８】
こうして作成したＡｌ膜についてＸ線回折によって配向性を評価したところ、（１１１）配向半値幅1.6 °の良好な結晶性が観測された。
【０１６９】
（実施例３０）熱酸化膜からなる絶縁層を有する（１１１）５インチシリコンウェハ基板を用い、0.5 及び１原子層（ＭＬ）のＢｉをそれぞれ蒸着した。このときのＫセル温度は、６００℃、基板温度は室温である。次いでＢｉを蒸着したそれぞれの基板上に真空を破ることなくＡｌ膜を１００オングストローム蒸着した。このときのＫセル温度は１０５０℃、基板温度は室温である。また比較のため、基板上に直ちにＡｌ膜を蒸着した試料も作成した。
【０１７０】
こうして作成したＡｌ膜についてＲＨＥＥＤおよびＸ線回折によって配向性および結晶性を評価した。図２６にこれらの試料におけるＲＨＥＥＤ写真を示す。Ｂｉを蒸着しない試料においては、図２６（ａ）に示すように、（１１１）と（１００）配向が混合したＲＨＥＥＤパターンとなった。一方Ｂｉを１原子層蒸着した試料においては、図２６（ｂ）に示すように（１００）配向は観測されず、（１１１）配向半値幅0.3 °の良好な結晶が得られた。また、Ｂｉを0.5 原子層蒸着した試料においては（１１１）配向半値幅は0.5 °であったが、やはり（１００）配向は観測されなかった。また、Ａｌ膜の表面形状をＳＥＭを用いて観察したところ、Ｂｉを蒸着した試料では、高い表面平滑性を有することが確かめられた。
【０１７１】
なお、Ａｌ膜の組成をＡＥＳを用いて分析したところ、ＢｉがＡｌ膜表面、Ａｌ膜の粒界、Ａｌ膜と熱酸化膜の界面に存在していることがわかった。
【０１７２】
Ｂｉの他、Ｇａ，Ｉｎ，Ｃｄ，Ｓｎ，Ｐｂ，Ｔｌについても同様の結果が得られた。
【０１７３】
（実施例３１）４０００オングストロームの熱酸化膜からなる絶縁層を有する６インチシリコンウェハ基板を用い、まずＢｉを１原子層蒸着した。このときのＫセル温度は６００℃、基板温度は室温である。次いで、Ｂｉを蒸着したそれぞれの基板上に真空を破ることなくＡｌ膜を５００オングストローム蒸着した。このときのＫセル温度は１０５０℃、基板温度は室温である。また比較のため、基板上に直ちにＡｌ膜を蒸着した試料を作成した。
【０１７４】
得られたＡｌ膜をＳＥＭを用いて観察したところ、Ｂｉを蒸着した試料では結晶粒が粒径１８９０±２０オングストロームまで粒成長しているのに対し、Ｂｉを蒸着しない試料では、結晶粒の粒径は９８０±２０オングストロームであった。 なお、Ａｌ膜の組成をＡＥＳを用いて分析したところ、ＢｉがＡｌ膜表面、Ａｌ膜の粒界、Ａｌ膜と熱酸化膜の界面に存在していることがわかった。
【０１７５】
Ｂｉの他、Ｇａ，Ｉｎ，Ｃｄ，Ｓｎ，Ｐｂ，Ｔｌについても同様の結果が得られた。
【０１７６】
（実施例３２）４０００オングストロームの熱酸化膜からなる絶縁層を有する６インチシリコンウェハ基板を用い、Ｂｉを１原子層基板上に蒸着した。蒸着条件は実施例３１と同様である。次いで、真空を破ることなくＢｉを蒸着した基板上にＡｌ膜を５００オングストローム蒸着した。このときのＫセル温度は１０５０℃、基板温度は４００℃である。また比較のため基板上に直ちにＡｌ膜を蒸着した試料を作成した。
【０１７７】
得られたＡｌ膜をＳＥＭを用いて観察したところ、Ｂｉを蒸着した試料では結晶粒が粒径３１３０±２０オングストロームまで粒成長しているのに対し、Ｂｉを蒸着しない試料では、結晶粒の粒径は１２３０±１５オングストロームであった。
【０１７８】
Ｂｉの他、Ｇａ，Ｉｎ，Ｃｄ，Ｓｎ，Ｐｂ，Ｔｌについても同様の結果が得られた。
【０１７９】
（実施例３３）４０００オングストローム熱酸化膜からなる絶縁層を有する６インチシリコンウェハ基板を用い、まずマルチターゲットスパッタ装置によりＡｌＴａ非晶質薄膜層を形成した。スパッタ条件を以下に示す。
スパッタ方式：ＲＦマグネトロン方式
ターゲット：１００ｍｍφのＡｌＴａモザイクターゲット
基板温度：室温（２５℃）
スパッタガス：Ａｒ
ガス圧力：０．２０Ｐａ
膜厚：４００オングストローム
【０１８０】
組成分析の結果、形成された膜はＡｌ55Ｔａ45であった。またＸ線回折から膜は非晶質であった。
【０１８１】
次いで、この上に真空を破ることなくＢｉを１原子層蒸着した。蒸着条件は実施例３１と同様である。さらに真空を破ることなく、Ｂｉを蒸着した基板上にＡｌ膜を５００オングストローム蒸着した。このときのＫセル温度は１０５０℃、基板温度は室温である。また、比較のためＡｌＴａ非晶質薄膜層上に直ちにＡｌ膜を蒸着した試料を作成した。
【０１８２】
得られたＡｌ膜をＳＥＭを用いて観察したところ、Ｂｉを蒸着した試料では結晶粒が粒径２９７０±２０オングストロームまで粒成長しているのに対し、Ｂｉを蒸着しない試料では、結晶粒の粒径は９６０±１０オングストロームであった。
【０１８３】
（実施例３４）高抵抗Ｓｉ（１００）およびＳｉ（１１１）基板に対し、溶存酸素濃度１０ｐｐｂの純水を用い、１％ＨＦ処理及び、水洗を行った後、Ｓｉ（１００）上にＣｕ膜をＳｉ（１１１）上にＡｌ膜を、ともに到達真空度１×１０−８Ｔｏｒｒ以下のスパッタ装置にて成膜を行った。ただし成膜時のＡｒ圧力は１×１０−３Ｔｏｒｒである。その後、真空中で４５０℃、１時間熱処理を施し、幅１μｍ、長さ１００μｍの四端子配線に加工した。ＳＥＭのチャネリングパターン解析により得られた金属配線における粒界種を同定したところ、９０％以上が相対角度１０°以下の小角粒界や、Σ値が１０以下の粒界とその相対角度が３°以内の亜粒界であった。これらの粒界のうち、表９に示す特定の粒界に限り配線温度２００℃、電流密度２×１０６Ａ／ｃｍ２でＥＭ試験を行った。結果を表９に示す。また、Ｃｕ膜及びＡｌ膜を配線幅０．５μｍ、総配線長１ｍｍのパターンに加工し、熱ＣＶＤで４０００オングストローム厚のＰＳＧ膜、プラズマＣＶＤで４５００オングストローム厚のＳｉＮを成膜した後、１５０℃で１０００時間保持することで、ＳＭ（ストレスマイグレーション）試験を行ったところ、不良率は０％と良好であった。
【表９】
0004230713.tif 000010
【０１８４】
（実施例３５）高抵抗(111) シリコンウェハ基板上に、高真空スパッタにより(111) 配向のＡｌ膜を4000オングストローム形成した。この時の前処理として、表１０に示すように1%ＨＦ処理後溶存酸素5ppbの超純水で大気と遮断してあるいは大気開放で水洗、1%ＨＦ処理後溶存酸素50ppb の超純水で大気と遮断してあるいは大気開放で水洗、または1%ＨＦ処理後溶存酸素1ppmの超純水で大気と遮断してあるいは大気開放で水洗した６種類の試料を作成した。その後、幅 0.5μm 、測定部の長さが100μm の四端子パターンに加工して金属配線を形成し、 200℃環境下で 2×106 Ａ／cm2 の通電試験でエレクトロマイグレーション耐性を調べた。また、実施例３４と同様にＳＭ試験を行った。さらにコンタクト部での特性を評価するため、Ｐをイオンインプランテーションした 0.5μm 径のコンタクトを用い、前処理としてコリン処理、希ＨＦ処理、上記水洗を順次行ったそれぞれについてＡｌを成膜してケルビンパターンに加工し、さらにＮ2 ：Ｈ2 ＝ 8：2 のフォーミングガス中で 450℃、30分の熱処理を施した後のコンタクト抵抗を測定した。
配線加工性はＳＥＭで配線加工後の形状を評価した。また、配線試料を薄片化し、電子顕微鏡で制限視野回折を行い、隣接する結晶粒の相対角度を調べた。これらの結果を表１０に示す。
【０１８５】
また、1%ＨＦ処理後溶存酸素5ppbの超純水で大気と遮断して水洗した試料をＸ線回折法で結晶方位を同定し、配線長手方向を{111} 面に平行に加工し、上記ＳＭ試験に供したものをＳＥＭにて観察したところ、ボイドは、配線にほぼ平行な台形状に生成しており、断線は観察されなかった。
【表１０】
0004230713.tif 000011
【０１８６】
（実施例３６）ＭｇＯ（１００）基板上に超高真空スパッタによりＣｕ膜を４０００オングストローム成膜した。電子顕微鏡観察を行ったところ、双晶を含んだ{100} エピタキシャル膜が作成された。次いで、このＣｕ膜を０．５μｍ幅、１ｍｍ長の四端子パターンに加工して金属配線を形成し、ＥＭ試験を行った。試験条件は配線温度３００℃、電流密度2 x 106 A/cm2 である。この結果、配線内には双晶は観察されたが、１０００時間の通電試験後も破断しなかった。
【０１８７】
（実施例３７）高抵抗（１１１）シリコンウェハ基板上に、高真空スパッタにより（１１１）配向のＡｌ膜を４０００オングストローム形成した。この時の前処理として、１％ＨＦ処理後溶存酸素５ｐｐｂの超純水で大気と遮断して水洗を行った。その後、幅０．５μｍ、測定部の長さが１０００μｍの四端子パターンを作成して金属配線を形成した。続いて１５０℃環境下で表１１に記した５種類の電流密度で通電を行った後、Ｎ2 ：Ｈ2 ＝８：２のフォーミングガス中で４００℃、３０分の熱処理を行った。その後、ＳＥＭにて配線内のピット（Ｓｉスパイク）の発生の有無を調べた。また、Ｌ／Ｓが１μｍ／１μｍの配線パターンを作成し同様な処理を行った後、Ｘ線にてＡｌ（１１１）配向半値幅を調べた結果も表１１に示す。
【表１１】
0004230713.tif 000012
【０１８８】
（実施例３８）図２７を用いて本実施例を説明する。
【０１８９】
Ｓｉ（１００）基板１上に絶縁層５としてＳｉＯ2 熱酸化膜を１０００オングストローム形成後、非晶質薄膜としてＡｌ30Ｔａ70なる組成のＡｌＴａ膜５２を３００オングストローム二元同時スパッタにより成膜した。成膜後リソグラフィーにてＬ／Ｓが１５００オングストローム／１５００オングストロームで深さ３００オングストロームの溝５４を形成した。さらに、１×１０-8torr以下の真空に排気し、基板バイアス電圧−５０Ｖを印加したバイアスクリーニングにて５分プラズマに晒すことによりＡｌＴａ膜５２上の酸化膜を除去した後、引き続いてＡｌ膜を４０００オングストローム成膜した。一方比較材として、ＳｉＯ2 上に直接Ａｌ膜を４０００オングストローム成膜したものを準備した。次に、これらのＡｌ膜を幅０．５μｍ、測定部の長さが１０００μｍの四端子パターンに加工して金属配線２を形成し、２００℃環境下で１×１０7 Ａ／ｃｍ2 の電流を表１２に示す時間通電後、Ｎ2 ：Ｈ2 ＝８：２のフォーミングガス中で４００℃、３０分の熱処理を行った。その後、ＳＥＭにて配線内のヒロックの発生の有無を調べた。結果を表１２に示す。
【０１９０】
また、これらの各試料についてＬ／Ｓが１μｍ／１μｍの配線パターンを作成し同様な処理を行った後、Ｘ線にてＡｌ（１１１）配向半値幅を調べた結果も表１２に併せて示す。
【表１２】
0004230713.tif 000013
【０１９１】
（実施例３９）高抵抗（１１１）シリコンウェハ基板上に、高真空スパッターおよび熱ＣＶＤにより（１１１）配向のＡｌ膜を４０００オングストローム形成した。この時の前処理として、１％ＨＦ処理後溶存酸素５ｐｐｂの超純水で大気と遮断して水洗し、さらに水分濃度１０ｐｐｂ以下のＮ2 雰囲気で乾燥した。なお、高真空スパッタは到達真空度１×１０-9torr、成膜時は露点が−９０度以下のＡｒ圧が１×１０-3torrであり、一方、熱ＣＶＤはガスソースにＴＩＢＡを用いた。次いで、成膜後のＡｌ膜を透過型電子顕微鏡で観察するとスパッタＡｌ膜は転位列で形成された亜粒界を含み、Ｘ線回折の結果（１１１）配向半値幅が０．３度の単結晶膜であったのに対し、ＣＶＤ膜は亜粒界も含まない単結晶膜であり、Ｘ線回折による（１１１）配向半値幅も０．１７度であった。
【０１９２】
さらに、以上の膜を配線部の幅が０．５μｍ、長さ１００μｍの四端子パターンに加工し、金属配線及びパッド部を形成した。この時パッド部は図４の形状をした細線の集合体で形成され細線の幅０．５μｍ、細線間も０．５μｍ、分岐点間隔も０．５μｍである。以上のパターンについて２００℃環境下電流密度２×１０7 Ａ／ｃｍ2 の通電試験でエレクトロマイグレーション耐性をＳＥＭでIn situ 観察した。その結果、どちらの膜も配線内を移動してきたボイドはパッド部内に進むと分岐点を次々に移り、パッド部最外周部の細線に移動したため、パッド部中心部の細線は健全であり、電気抵抗の上昇、破断は観察されなかった。
【０１９３】
また、配線加工後、熱ＣＶＤにより配線上にＳｉＯ2 を４０００オングストローム、プラズマＣＶＤによりＳｉＮを７５００オングストローム成膜後、同様な通電試験を行ったところ、ストレスマイグレーシヨンにより配線内に発生したボイドは同様にパッド部の最外周部の細線に蓄積し、パッド部中心部で電気抵抗の上昇、破断は観察されなかった。
【０１９４】
（実施例４０）ＭｇＯ（１００）基板上に超高真空スパッタによりＣｕ膜を４０００オングストローム成膜した。電子顕微鏡観察を行ったところ、双晶を含んだ｛１００｝エピタキシャル膜が作成された。
【０１９５】
このＣｕ膜を配線部の幅１．０μｍ、長さ１００μｍの四端子パターンに加工し、金属配線及びパッド部を形成した。この時パッド部は図４の形状をした細線の集合体で形成され細線の幅１．０μｍ、細線間も１．０μｍ、分岐点間隔も１．０μｍである。以上のパターンについて２５０℃環境下電流密度２×１０7 Ａ／ｃｍ2 の通電試験でエレクトロマイグレーション耐性をＳＥＭでIn situ 観察した。その結果、配線内を移動してきたボイドはパッド部内に進むと分岐点を次々に移り、パッド部最外周部の細線に移動したため、パッド部中心部の細線は健全であり、電気抵抗の上昇、破断は観察されなかった。
【０１９６】
（実施例４１）（１００）Ｓｉ基板に絶縁層として熱酸化膜を１０００オングストローム形成後、化合物層としてＴｉＮ膜を形成し、Ｎ2 雰囲気で６００℃の熱処理を施した。続いて、Ａｒ：Ｎ2 ＝１：１、ガス圧力が１×１０-3Torrのプラズマ中で基板に表１３に示す各種バイアス電圧を印加し、ＴｉＮ膜のスパッタエッチングを行った。その後Ａｌ膜をスパッタで４０００オングストローム成膜した。このＡｌ膜を０．５μｍ幅、１ｍｍ長の四端子パターンに加工して金属配線を形成し、ＥＭ試験を行った。試験条件は配線温度２００℃、電流密度２×１０6 Ａ／ｃｍ2である。結果を表１３に示す。また、比較のために、ＴｉＮ膜のスパッタエッチングを行わなかったもの、スパッタエッチング後Ｎ2 プラズマに晒したものの結果も表１３に併記する。
【表１３】
0004230713.tif 000014
【０１９７】
（実施例４２）Ｓｉ（１００）６インチ基板上に絶縁層としてＳｉＯ2 熱酸化膜を１０００オングストローム形成後、それぞれ表１４に示す組成の非晶質薄膜をモザイクターゲットを用いたスパッタ、あるいは多元ターゲットを用いた同時スパッタにより成膜し、続いてＣｕ膜を４０００オングストローム成膜した。このとき、下地となる各種非晶質薄膜は一度大気に晒されているため、表面の酸化膜除去を目的として、Ｃｕ膜を成膜する前にスパッタエッチングにより非晶質薄膜の表面クリーニングを施した。表面クリーニングの条件は、Ａｒガス圧：１．０×１０-3Torr、１００ＭＨｚのＲＦ出力：１００Ｗ、基板バイアス電圧：−５０Ｖ、クリーニング時間：４分である。
【０１９８】
なお下地の結晶性はＲＨＥＥＤでその都度確認し、下地が非晶質薄膜であることを確認した。
【０１９９】
Ｃｕ膜の成膜は表面クリーニング後１×１０-8Torr以上に真空が悪化しない条件下で行われ、Ａｒガス圧：１．０×１０-3Torr、１００ＭＨｚのＲＦ出力：４００Ｗ、カソードバイアス電圧：−３００Ｖ、成膜速度：４０オングストローム／秒、の条件で行われた。
【０２００】
成膜後Ｘ線でＣｕ膜の結晶性を評価した。また、エレクトロマイグレーション耐性を評価するため、配線幅：１μｍ、配線長：３００μｍの４端子パターンに加工し、金属配線を形成した後、配線温度３００℃、電流密度２×１０6 Ａ／cm2 の条件で通電試験を行った。以上の結果を表１４に併記する。
【０２０１】
また、比較例としてＳｉＯ2 熱酸化膜上に直接Ｃｕ膜を成膜したものも同様に評価し、表１４に示す。
【０２０２】
なお、下地は非晶質であれば、表１４に示した組成よりずれても同様の結果が得られる。また、耐食性、加工性、バリア性などを向上させる目的で少量の添加物を添加しても構わない。
【０２０３】
また非晶質薄膜を成膜後１×１０-8Torr以下の真空で保持し、その後連続してＣｕ膜を成膜する場合は、表面クリーニングを特に必要としない。
【表１４】
0004230713.tif 000015
【０２０４】
（実施例４３）図２８を用いて本実施例を説明する。
【０２０５】
熱酸化膜からなる絶縁層５が１０００オングストローム形成されてなるＳｉ基板１上に、Ａｒガスを用いた多元同時スパッタ法により、それぞれ非晶質薄膜としてＴｉＮｂ、ＴｉＴａ、ＺｒＮｂ、ＺｒＴａ、ＴｉＷ、ＺｒＭｏ、ＴｉＹ、ＺｒＹの合金薄膜５６を１００オングストローム形成した。この時合金薄膜５６の組成がそれぞれＴｉ50Ｎｂ50、Ｔｉ50Ｔａ50、Ｚｒ50Ｎｂ50、Ｚｒ50Ｔａ50、Ｔｉ50Ｗ50、Ｚｒ50Ｍｏ50、Ｔｉ50Ｙ50、Ｚｒ50Ｙ50となるように、各々のターゲットに投入する電力を調整した。引き続き真空を保持したまま、ガスを窒素ガスに置換し、基板１を電極としたＲＦ放電により、合金薄膜５６の表面を窒素プラズマに晒した。その後ＲＨＥＥＤにより合金薄膜５６の結晶性を評価したところ、窒素プラズマに晒された後も合金薄膜５６の表面は非晶質であることが確認され、またオージェ電子分光分析によれば、この合金薄膜５６の表面には窒素元素が含まれており、合金薄膜５６において非晶質窒化物からなる表面層が形成されていることが推測された。また比較のために、窒素プラズマ処理を施さない試料も作成した。
【０２０６】
次にこの様にして形成された合金薄膜５６を一度大気に晒した後、スパッタ法により純Ａｌまたは純Ｃｕ薄膜からなる金属配線２を４０００オングストローム、合金薄膜５６上に形成した。この時、金属配線２を形成する前に、Ａｒプラズマにより下地の合金薄膜５６表面のエッチングを施したもの、及び施さなかったものを作成した。次いで、得られた純Ａｌ薄膜または純Ｃｕ薄膜の結晶配向性を、ＣｕＫα線を用いたＸ線回折法によりＡｌ及びＣｕの（１１１）ロッキング曲線の半値幅を測定することで評価した。結果を表１５に示す。その結果、窒素プラズマ処理を施した合金薄膜５６上では、この合金薄膜５６を大気中に晒しても、予め表面のＡｒプラズマによるエッチングを行うことなく、高い（１１１）結晶配向性を有する純Ａｌまたは純Ｃｕ薄膜の金属配線２が形成されることが分かった。
【表１５】
0004230713.tif 000016
【０２０７】
（実施例４４）熱酸化膜からなる絶縁層が１０００オングストローム形成されてなるＳｉ基板上に、金属ターゲットと炭素ターゲットを用いた多元同時Ａｒスパッタ法により表１６に示す炭化物合金薄膜をそれぞれ１００オングストローム形成した。この時炭化物合金薄膜がそれぞれ表１６に示した組成となるように各々のターゲットに投入する電力を調整した。成膜後の薄膜表面の結晶性をＲＨＥＥＤにより評価したところ、非晶質特有のハローパターンが得られた。次に、この様にして形成された非晶質薄膜としての炭化物合金薄膜を一度大気に晒した後、スパッタ法により純Ａｌまたは純Ｃｕ薄膜からなる金属配線を４０００オングストローム、炭化物合金薄膜上に形成した。この時、金属配線を形成する前に、Ａｒプラズマにより下地の炭化物合金薄膜表面のエッチングを施したもの、及び施さなかったものを作成した。次いで、得られた純Ａｌ薄膜または純Ｃｕ薄膜の結晶配向性を、ＣｕＫα線を用いたＸ線回折法によりＡｌ及びＣｕの（１１１）ロッキング曲線の半値幅を測定することで評価した。結果を表１６に示す。その結果、これら炭化物合金薄膜上には、大気に晒しても、予め表面のＡｒプラズマによるエッチングを行うことなく、高い（１１１）結晶配向性を有する純Ａｌまたは純Ｃｕ薄膜の金属配線が形成されることが分かった。
【表１６】
0004230713.tif 000017
【０２０８】
（実施例４５）１０００オングストロームの熱酸化膜の付いた６インチシリコンウェハを基板として用い、Ｂｉを基板上に蒸着した。蒸着条件は実施例３１と同様である。次いで、真空を破ることなくＢｉを蒸着した基板上にＡｌ膜を２００オングストローム〜１０００オングストローム蒸着した。このときのＫセル温度は１２００℃、基板温度は室温である。また比較のため、基板上に直ちにＡｌ膜を蒸着した試料を作成した。Ａｌ膜成膜後、基板温度を４００℃まで昇温し、３時間の熱処理を行った。
【０２０９】
堆積後のＡｌ膜の表面形状をＳＥＭ及びＴＥＭを用いて観察したところ、Ｂｉが有る場合のＡｌ膜の粒径は、7810±30オングストロームであり、Ｂｉが無い場合のＡｌ膜の粒径は、1680±20オングストロームであった。すなわちＢｉが有る場合のＡｌ膜の方が、Ｂｉが無い場合のＡｌ膜より粒径が大きくなっていることが確かめられた。
【０２１０】
Ｂｉの他、Ｇａ、Ｉｎ、Ｃｄ、Ｓｎ、Ｐｂ、Ｔｌについても同様の結果が得られた。
【０２１１】
（実施例４６）１０００オングストロームの熱酸化膜の付いた６インチシリコンウェハを基板として用い、この基板を回転させながらＡｌ２００オングストローム〜１０００オングストロームとＢｉ１ＭＬを基板上にＡｌ堆積の初期に同時に蒸着した。Ｂｉの蒸着条件は実施例３１と同様であり、Ａｌ蒸着のＫセル温度は１２００℃、基板温度は室温である。また比較のため、Ｂｉを供給せずＡｌのみを同条件で基板上に蒸着した試料を作成した。
【０２１２】
堆積後のＡｌ膜の表面形状をＳＥＭ及びＴＥＭを用いて観察したところ、Ｂｉが有る場合のＡｌ膜の粒径は、4370±20オングストロームであり、Ｂｉが無い場合のＡｌ膜の粒径は、1170±15オングストロームであった。すなわちＢｉが有る場合のＡｌ膜の方が、Ｂｉが無い場合のＡｌ膜より粒径が大きくなっていることが確かめられた。また、これらの試料におけるＳＥＭ写真を図２９（ａ）、（ｂ）に示す。図２９（ａ）は熱酸化膜上にＡｌを５００オングストローム成膜した試料の表面ＳＥＭ写真であり、図２９（ｂ）は熱酸化膜上にＡｌを５００オングストロームとＢｉを１ＭＬを同時に成膜した試料の表面ＳＥＭ写真である。また、同様の効果はＡｌの堆積中の中期あるいは堆積終了前にＢｉを蒸着しても得られた。
【０２１３】
Ｂｉの他、Ｇａ、Ｉｎ、Ｃｄ、Ｓｎ、Ｐｂ、Ｔｌについても同様の結果が得られた。
【０２１４】
（実施例４７）１０００オングストロームの熱酸化膜の付いた６インチシリコンウェハを基板として用い、この基板上に熱ＣＶＤ装置を用いて、基板に対し（１１１）配向をもつＡｌ結晶粒を成長させた。条件は以下の通りである。
原料ガス：トリイソブチルアルミニウム
原料ガス供給方法：Ａｒによるバブリング方式
基板温度：４００℃
Ａｒガス流量：２０ｓｃcm
【０２１５】
この条件において得られたＡｌ結晶粒の密度は５×１０7 〜１×１０8 個／cm2 であった。
【０２１６】
この上にＢｉを実施例３１と同様の条件で蒸着した。次いで真空を破ることなくＢｉを蒸着した基板上にＡｌを２００オングストローム〜１０００オングストローム蒸着した。Ｋセル温度は１２００℃、基板温度は室温である。また比較のため、Ｂｉを蒸着することなく直ちにＡｌ膜を蒸着した試料を作成した。
【０２１７】
堆積後のＡｌ膜の表面形状をＳＥＭ及びＴＥＭを用いて観察したところ、Ｂｉが有る場合のＡｌ膜の粒径は、3610±15オングストロームであり、Ｂｉが無い場合のＡｌ膜の粒径は、1140±20オングストロームであった。すなわちＢｉが有る場合のＡｌ膜の方が、Ｂｉが無い場合のＡｌ膜より粒径が大きくなっていることが確かめられた。またこうして作成したＡｌ膜の結晶性をＸ線回折により評価したところ、（１１１）ロッキング曲線の半値幅は１．０°であった。一方、Ａｌ結晶粒を成長させていない基板上に、ＢｉおよびＡｌを同条件で蒸着した場合の半値幅は２．０°であり、Ａｌ結晶粒の存在によりＡｌ膜の結晶性が向上することが明らかとなった。
【０２１８】
Ｂｉの他、Ｇａ、Ｉｎ、Ｃｄ、Ｓｎ、Ｐｂ、Ｔｌについても同様の結果が得られた。
【０２１９】
（実施例４８）図３０を用いて本実施例を説明する。
【０２２０】
４０００オングストロームの熱酸化膜からなる絶縁層５の付いた６インチシリコンウェハ基板１の絶縁層５表面に図３０（ａ）に示したような溝を形成した。次いでこの基板上にＡｌを２００オングストローム蒸着した。Ａｌ蒸着のＫセル温度は１２００℃、基板温度は室温である。得られたＡｌ膜の表面、断面形状をＳＥＭを用いて観察したところ、図３０（ｂ）に示したように、溝部分にも溝以外の熱酸化膜表面にもＡｌ２０は一様に堆積されていた。
【０２２１】
また、同様の溝付き基板上に、上記と同じ条件でＡｌ膜を２００オングストローム蒸着した。基板温度は室温である。さらに真空を破ることなく４００℃、３時間の熱処理を行った。熱処理後のＡｌ膜の表面、断面形状をＳＥＭを用いて観察したところ、図３０（ｃ）に示したように、基板の溝部分はＡｌからなる金属配線２によってほぼ完全に埋め込まれており、一方溝以外の熱酸化膜表面にはＡｌ２０はほとんど堆積していないことが確かめられた。
【０２２２】
次に、同様の溝付き基板上に、Ａｌ２００オングストロームとＢｉ１ＭＬを、Ａｌ堆積の初期に同時に蒸着した。Ｂｉの蒸着条件は実施例３１と同様であり、Ａｌの蒸着条件は上に示した通りである。基板温度は同じく室温である。こうして作成したＡｌ膜の表面、及び断面形状をＳＥＭを用いて観察したところ、図３０（ｄ）に示したように、溝部分はＡｌからなる金属配線２によってほぼ完全に埋め込まれており、一方溝以外の熱酸化膜表面にはＡｌ２０がほとんど堆積していないことが確かめられた。つまり、室温で成膜した直後であるにもかかわらず、Ｂｉの存在によって、成膜後に熱処理した場合と同様の効果が得られた。
【０２２３】
Ｂｉの他、Ｇａ、Ｉｎ、Ｃｄ、Ｓｎ、Ｐｂ、Ｔｌについても同様の結果が得られた。
【０２２４】
（実施例４９）４０００オングストロームの熱酸化膜の付いた６インチシリコンウェハを基板として用い、図５に示すようなマルチターゲットスパッタ装置によりＡｌＴａ非晶質薄膜を形成した。スパッタ条件を以下に示す。
スパッタ方式：ＲＦマグネトロン方式
ターゲット：１００mmφのＡｌＴａ２元ターゲット
基板温度：室温（２５℃）
スパッタガス：Ａｒ
ガス圧力：０．２０Ｐａ
印加電力：１０Ｗ／cm2
膜厚：５０オングストローム
【０２２５】
組成分析の結果、形成された膜はＡｌ25Ｔａ75であった。またＸ線回折測定よりこの膜は非晶質であった。
【０２２６】
このＡｌＴａ非晶質薄膜上にＡｌ薄膜をスパッタした。スパッタ条件を以下に示す。
スパッタ方式：ＲＦマグネトロン方式
ターゲット：１００mmφのＡｌターゲット
基板温度：室温（２５℃）
スパッタガス：Ａｒ
ガス圧力：１Ｐａ
印加電力：５Ｗ／cm2
膜厚：４０００オングストローム
【０２２７】
こうして作成したＡｌ膜についてＸ線回折により配向性を評価したところ、Ａｌ（１１１）ピークのロッキング曲線の半値幅は１．０°の（１１１）配向膜であった。次いで、この薄膜に３００℃、１５分の熱処理を加えると半値幅は０．８°に向上した。さらに５００℃、１５分の熱処理を施したところ、非晶質薄膜とＡｌ薄膜が反応してＡｌ3 Ｔａ相を形成し、非晶質薄膜が消失した。しかし反応性の薄膜においては比抵抗は上昇せず、配向はさらに向上し０．６°となり、熱酸化膜上に高配向薄膜が形成されていることがわかった。
【０２２８】
次にこの高配向薄膜を加工して金属配線とし、ＥＭ試験を行った。具体的には、上記高配向薄膜に対し、通常のリソグラフィ工程及びＲＩＥ工程を適用して、図１５に示すような陽極、陰極、及びこれらを接続し、０．８μｍの配線幅を有する配線部を具備した試験基板を作成した。次いで、この試験基板の配線部に対し、試験温度を２００℃とし、電流密度が２×１０6 Ａ／cm2 に相当する電流を流したが、１０００時間経過後も破断は生じなかった。これはＡｌ薄膜の（１１１）配向性が熱処理により向上したため、エレクトロマイグレーション耐性が飛躍的に向上したことを示している。
【０２２９】
（実施例５０）４０００オングストローム熱酸化膜の付いた６インチシリコンウェハを基板として用い、図５に示すようなマルチターゲットスパッタ装置によりＡｌＮｂ非晶質薄膜を形成した。スパッタ条件を以下に示す。
スパッタ方式：ＲＦマグネトロン方式
ターゲット：１００mmφのＡｌＮｂ２元ターゲット
基板温度：室温（２５℃）
スパッタガス：Ａｒ
ガス圧力：０．２０Ｐａ
印加電力：１０Ｗ／cm2
膜厚：５００オングストローム
【０２３０】
組成分析の結果、形成された膜はＡｌ75Ｎｂ25であった。またＸ線回折測定よりこの膜は非晶質であった。このＡｌＮｂ非晶質薄膜上に実施例４９と同じ条件でＡｌ薄膜をスパッタした。こうして作成したＡｌ膜についてＸ線回折により配向性を評価したところ、ロッキング曲線の半値幅１．５°の（１１１）配向膜であった。さらにこの薄膜１２を４００℃、１５分の熱処理を施したところ、非晶質薄膜が結晶化して消失するとともにＡｌ薄膜の半値幅は０．９°に向上した。また実施例４９と全く同様に金属配線を形成した後、ＥＭ試験を行ったところ、１０００時間後も破断は生じなかった。
【０２３１】
（実施例５１）４０００オングストローム熱酸化膜の付いた６インチシリコンウェハを基板として用い、図５に示すようなマルチターゲットスパッタ装置によりＣｕＴｉ非晶質薄膜を形成した。スパッタ条件を以下に示す。
スパッタ方式：ＲＦマグネトロン方式
ターゲット：１００mmφのＣｕＴｉ２元ターゲット
基板温度：室温（２５℃）
スパッタガス：Ａｒ
ガス圧力：０．２０Ｐａ
印加電力：１０Ｗ／cm2
膜厚：５００オングストローム
【０２３２】
組成分析の結果、形成された膜はＣｕ50Ｔｉ50であった。またＸ線回折測定よりこの膜は非晶質であった。このＣｕＴｉ非晶質薄膜を一旦大気にさらした後、Ａｒプラズマによるクリーニングを施し、ＡｌＣｕ合金薄膜をスパッタした。スパッタ条件を以下に示す。
スパッタ方式：ＲＦマグネトロン方式
ターゲット：１００mmφのＡｌＣｕ合金ターゲット（Ｃｕ０．１atm ％）
基板温度：室温（２５℃）
スパッタガス：Ａｒ
ガス圧力：１Ｐａ
印加電力：５Ｗ／cm2
膜厚：４０００オングストローム
【０２３３】
こうして作成したＡｌＣｕ膜についてＸ線回折により配向性を評価したところ、ロッキング曲線の半値幅０．９°の（１１１）配向膜であった。この薄膜に４００℃、１５分の熱処理を加えると非晶質薄膜が結晶化して消失するとともに、ＡｌＣｕ膜の（１１１）配向はさらに向上し、半値幅は０．６°になった。
【０２３４】
（実施例５２）６インチシリコンウェハ基板上に拡散防止層としてＴｉＮ／Ｔｉ層を形成し、この上にスパッタによりＡｌＴａ非晶質薄膜を形成した。スパッタ条件を以下に示す。
スパッタ方式：ＲＦマグネトロン方式
ターゲット：１００mmφのＡｌＴａ２元ターゲット
基板温度：室温（２５℃）
スパッタガス：Ａｒ
ガス圧力：０．２０Ｐａ
印加電力：１０Ｗ／cm2
膜厚：１００オングストローム
【０２３５】
組成分析の結果、形成された膜はＡｌ40Ｔａ60であった。またＸ線回折測定よりこの膜は非晶質であった。このＡｌＴａ非晶質薄膜上に実施例４９と同じ条件でＡｌ薄膜をスパッタした。こうして作成したＡｌ膜についてＸ線回折により配向性を評価したところ、ロッキング曲線の半値幅１．３°の（１１１）配向膜であった。さらに５００℃、１５分の熱処理を施したところ、非晶質薄膜とＡｌ薄膜が反応してＡｌ3 Ｔａ相を形成し、非晶質薄膜が消失した。しかし、反応後の薄膜においては比抵抗は上昇せず、配向は向上し０．８°となり、ＴｉＮ／Ｔｉ層によりシリコンとの反応が抑制されていることがわかった。また実施例４９と全く同様に金属配線を形成した後、ＥＭ試験を行ったところ、１０００時間後も破断は生じなかった。
【０２３６】
（実施例５３）４０００オングストローム熱酸化膜の付いた６インチシリコンウェハ基板上に、図５に示すようなマルチターゲットスパッタ装置を用いて、Ａｌ及びＶ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｍｏ、Ｗのターゲットに投入する電力を調整し、それぞれ表１７〜表２１に示す組成のＶx Ａｌ100-x 、Ｎｂx Ａｌ100-x 、Ｔａx Ａｌ100-x 、ＭｏxＡｌ100-x 、Ｗx Ａｌ100-x 膜を１００オングストローム、スパッタした。このとき各々の試料においてＸ線回折により非晶質薄膜が形成されていることを確認した。なお表１７〜表２１に示すように、Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｍｏ、Ｗの膜中における原子濃度が極端に高いあるいは低い領域で、非晶質特有のハローピークが観測されなくなった。次いで、これらの試料を再びスパッタ装置内に導き、Ａｒプラズマによるクリーニングを施した後、純Ａｌ膜を４０００オングストローム堆積した。このとき、堆積したＡｌ薄膜の（１１１）配向半値幅をＸ線により評価し、非晶質薄膜の（１１１）配向制御性を確認した。結果を表１７〜表２１に示す。
【０２３７】
引き続き、これらの薄膜を通常のＰＥＰ及びＲＩＥ工程により、図１５に示すような０．８μｍの配線幅を有するエレクトロマイグレーション（ＥＭ）加速試験パターンに加工し、金属配線を形成した。この後、配線温度２００℃、電流密度２×１０6 Ａ／cm2 の条件でＥＭ試験を行った。その結果表１７〜表２１に示すように、非晶質薄膜上に形成されたＡｌ金属配線は、高いＥＭ耐性を有することが明らかとなった。また比較材として、非晶質薄膜を堆積せず熱酸化膜上に直接Ａｌを堆積し、以下同様にしてＥＭ試験を行ったところ、１０時間以内に配線破断に至った。
【表１７】
0004230713.tif 000018
【表１８】
0004230713.tif 000019
【表１９】
0004230713.tif 000020
【表２０】
0004230713.tif 000021
【表２１】
0004230713.tif 000022
【０２３８】
（実施例５４）Ｓｉ（１００）６インチ基板上に熱酸化膜を１０００オングストローム形成後、表２２〜表３５に示す各組成の合金薄膜をモザイクターゲットあるいは多元同時スパッタにより１０００オングストローム成膜した。次いで、真空を破らずに連続してＣｕ膜を４０００オングストローム成膜し、さらに真空中で４５０℃、３０分の熱処理を施した。ここで、Ｃｕ膜の成膜は、到達真空度１×１０-7Torr以上に真空が悪化しない条件下で行い、Ａｒガス圧：１．０×１０-3Torr、１００ＭＨｚのＲＦ出力：４００Ｗ、カソードバイアス電圧：−３００Ｖ、成膜速度：４０オングストローム／秒とした。また表３４に示した試料では、Ｃｕ膜の成膜時に基板に−３０Ｖのバイアスを印加した。この後、Ｘ線回折によりＣｕ（１１１）のロッキング曲線の半値幅を測定し、Ｃｕ膜の結晶配向性を評価した。結果を表２２〜表３５に示す。
【０２３９】
また、合金薄膜の結晶性は別途合金薄膜の成膜段階で取り出した試料をＸ線回折にて評価し、非晶質特有のハローピークの有無を確認した。
【０２４０】
なお、合金薄膜の組成に関して、スパッタに用いたターゲットが純度の悪いものでは３Ｎであるため、特に不純物としては精製時に分離の難しい同族元素（例えばＮｂに対してＴａ等）が主に含まれるが、その結晶性が、その上のＣｕ膜の結晶配向性には影響は見られなかった。
【０２４１】
さらに金属配線としての信頼性を調べるため、各種合金薄膜上に同様のＣｕ膜からなる金属配線を形成してＥＭ試験を行った。図３１にこの時用いた試験片の平面図を示し、試験片を作成する工程を以下に説明する。まず、Ｓｉ基板上にＳｉＯ2 を３μｍ成膜後ＰＥＰ、ＲＩＥ工程により加工して、図３１に示す四端子電気抵抗測定パターンの溝を形成した。ただし、抵抗測定部の配線幅１．０μｍ、深さ４５００オングストローム、配線長１mmである。以上のＳｉＯ2 加工後、それぞれコリメーションスパッタにより表２２〜表３５に示す各種合金薄膜を５００オングストローム成膜し、引き続き上述したような条件でＣｕを６０００オングストローム成膜し、４５０℃、３０分の熱処理を施した。この後、ＣＭＰ（Chemical-Mechanical Polishing ）により余分なＣｕを除去し、試験片とした。
【０２４２】
ＥＭ試験は、配線温度３００℃、電流密度２×１０6 Ａ／cm2 として真空中で行い、その結果を表に記した。なお、合金配線の熱処理後の配線抵抗は比抵抗値に換算して約１．７μΩcmであり、Ｃｕのバルク値とほぼ同等で、熱処理による合金薄膜とＣｕ膜との反応は見られなかった。また、熱処理方法は本実施例では真空熱処理であるが、水素雰囲気あるいは水素と窒素の混合ガス（フォーミングガス）中で行ってもかまわない。また、合金薄膜成膜後Ｃｕ膜を連続して成膜したが、合金薄膜成膜後一度大気に試料を晒した場合は、Ｃｕ成膜前に真空中で下地表面をプラズマクリーニングし、自然酸化膜を除去した後Ｃｕ膜を成膜すればよい。
【０２４３】
さらに、本実施例で、下地の合金薄膜がＴｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｃｒを含む組成である場合は、Ｃｕ配線形成後の段階でＮＨ3 あるいはＮ2 の雰囲気中で６００〜７５０℃に加熱することによりＣｕ表面及び下地膜とＣｕ膜との界面に窒化膜を形成すると、その後のＴＥＯＳ成膜後においても電気抵抗の上昇は見られず、耐酸化性が極めて向上した。ただし、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｃｒを含まない組成についても、合金薄膜中にＴｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｃｒを１〜１０ａｔ％添加すれば同様の結果が得られる。
【０２４４】
また、表３４に示されるように、Ｃｕ成膜時に基板に−２０〜−５０Ｖのバイアスを印加することによりＣｕ膜の配向性が向上し、ＥＭ耐性の良好な組成範囲も広げられる。
【０２４５】
なお、表３３、３４には比較材として下地の合金薄膜がない場合のＣｕ膜について同様に評価した結果を示した。
【０２４６】
（実施例５５）４０００オングストロームの熱酸化膜の付いた６インチシリコンウェハに、図３０（ａ）に示したものと同様の形状で、深さが２０００オングストローム、幅が１μｍの溝を形成した。次いで、この基板上にＡｌを２０００オングストローム蒸着した。Ａｌ蒸着のＫセル温度は１２００℃、基板温度は室温である。このＡｌ膜の表面、断面形状をＳＥＭを用いて観察したところ、図３０（ｂ）に示したものと同様に、溝部分にも溝以外の熱酸化膜表面にもＡｌは一様に堆積されていた。
【０２４７】
また、同様の溝付き基板上に、上記と同じ条件でＡｌ膜を２０００オングストローム蒸着した。基板温度は室温である。さらに真空を破ることなく、４００℃、３時間の熱処理を行った。熱処理後のＡｌ膜の表面、断面形状をＳＥＭを用いて観察したところ、図３０（ｃ）に示したものと同様に、基板の溝部分はＡｌからなる金属配線によってほぼ完全に埋め込まれており、一方溝以外の熱酸化膜表面にはＡｌはほとんど堆積していないことが確かめられた。
【０２４８】
次に、同様の溝付き基板上に、Ａｌ２０００オングストロームとＢｉｌＭＬをＡｌ堆積の初期に同時に蒸着した。Ｂｉの蒸着条件は実施例３１と同様であり、Ａｌの蒸着条件は上に示した通りである。基板温度は同じく室温である。続いて、この試料について真空を破ることなく２００℃、３時間の熱処理を行った。熱処理後のＡｌ膜の表面、断面形状をＳＥＭを用いて観察したところ、図３０（ｄ）に示したものと同様に、溝部分はＡｌからなる金属配線によってほぼ完全に埋め込まれており、一方溝以外の熱酸化膜表面にはＡｌがほとんど堆積していないことが確かめられた。
【０２４９】
Ｂｉの他、Ｇａ、Ｉｎ、Ｃｄ、Ｓｎ、Ｐｂ、Ｔｌについても同様の結果が得られた。
【表２２】
0004230713.tif 000023
【表２３】
0004230713.tif 000024
【表２４】
0004230713.tif 000025
【表２５】
0004230713.tif 000026
【表２６】
0004230713.tif 000027
【表２７】
0004230713.tif 000028
【表２８】
0004230713.tif 000029
【表２９】
0004230713.tif 000030
【表３０】
0004230713.tif 000031
【表３１】
0004230713.tif 000032
【表３２】
0004230713.tif 000033
【表３３】
0004230713.tif 000034
【表３４】
0004230713.tif 000035
【表３５】
0004230713.tif 000036
【０２５０】
【発明の効果】
以上詳述したように、本発明により、高い信頼性の金属配線を備えた電子部品を提供することができる。
【図面の簡単な説明】
【図１】 本発明の作用を説明する断面図。
【図２】 本発明の層構造を示す断面図。
【図３】 本発明の金属配線構造を示す断面図。
【図４】 本発明のパッドを示す拡大図。
【図５】 本発明に用いるマルチターゲットスパッタ装置を示す図。
【図６】 本発明の実施例１に係わる断面図。
【図７】 本発明の実施例３に係わる断面図。
【図８】 本発明の実施例５に係わる断面図。
【図９】 本発明の実施例６に係わる断面図。
【図１０】 本発明の実施例７に係わる断面図。
【図１１】 本発明の実施例８に係わる断面図。
【図１２】 本発明の実施例９に係わる配線の製造プロセスを示す斜視図。
【図１３】 本発明の実施例９に係わる加速試験の結果を示す特性図。
【図１４】 本発明の実施例１０に係わる断面図。
【図１５】 本発明の実施例１１に係わる配線部を有する試験基板を示す平面図。
【図１６】 本発明の実施例１４に係わる断面図。
【図１７】 本発明の実施例１６に係わる断面図。
【図１８】 本発明の実施例１７に係わる断面図。
【図１９】 本発明の実施例１８に係わる断面図。
【図２０】 本発明の実施例１９に係わる断面図。
【図２１】 本発明の実施例２１に係わる断面図。
【図２２】 本発明で定義されたＬ／Ｓを示す断面図。
【図２３】 本発明の実施例２３に係わる製造プロセスを示す断面図。
【図２４】 本発明の実施例２５に係わる断面図。
【図２５】 本発明の実施例２７に係わる断面図。
【図２６】 本発明の実施例３０に係わるＡｌ膜の結晶構造を示すＲＨＥＥＤ写真。
【図２７】 本発明の実施例３８に係わる断面図。
【図２８】 本発明の実施例４３に係わる断面図。
【図２９】 本発明の実施例４６に係わるＡｌ膜の結晶構造を示すＳＥＭ写真。
【図３０】 本発明の実施例４８に係わる斜視図。
【図３１】 本発明の実施例５４に係わる四端子パターンを示す平面図。
【符号の説明】
１…基板、２…金属配線、３…非晶質薄膜、５…絶縁層、６…バリア層、７…ドープ層、３０，３８…溝、３７…多結晶膜、５０…制御層
【図１】
0004230713.tif 000037
【図２】
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【図３】
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【図４】
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【図５】
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【図６】
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【図７】
0004230713.tif 000043
【図８】
0004230713.tif 000044
【図９】
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【図１０】
0004230713.tif 000046
【図１１】
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【図１２】
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【図１３】
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【図１４】
0004230713.tif 000050
【図１５】
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【図１６】
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【図１７】
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【図１８】
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【図１９】
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【図２０】
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【図２１】
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【図２２】
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【図２３】
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【図２４】
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【図２５】
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【図２６】
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【図２７】
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【図２８】
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【図２９】
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【図３０】
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【図３１】
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