JP2721021B2 - 堆積膜形成法 - Google Patents

Description

【発明の詳細な説明】 ［産業上の利用分野］ 本発明は、堆積膜形成法に関し、特に半導体集積回路
装置等の配線に好ましく適用できるAl堆積膜の形成法に
関するものである。

［従来の技術］ 従来、半導体を用いた電子デバイスや集積回路におい
て、電極や配線には主にアルミニウム（Al）もしくはAl
−Si等が用いられてきた。ここで、Alは廉価で電気伝導
度が高く、また表面に緻密な酸化膜が形成されるので、
内部が化学的に保護されて安定化することや、Siとの密
着性が良好であることなど、多くの利点を有している。

ところで、LSI等の集積回路の集積度が増大し、配線
の微細化や多層線化などが近年特に必要とされるように
なってきたため、従来のAl配線に対してこれまでにない
厳しい要求が出されるようになっていきている。集積度
の増加による寸法微細化に伴って、LSI等の表面は酸
化，拡散，薄膜堆積，エッチングなどにより凹凸が激し
くなっている。例えば電極や配線金属は段差のある面上
へ断線なく堆積されたり、径が微小でかつ深いビアホー
ル中へ堆積されなければならない。4Mbitや16MbitのDRA
M（ダイナミックRAM）などでは、Al等の金属を堆積しな
ければならないビアホールのアスペクト比（ビアホール
深さ÷ビアホール直径）は1.0以上であり、ビアホール
直径自体も１μｍ以下となる。従って、アスペクト比の
大きいビアホールにもAlを堆積できる技術が必要とされ
る。

特に、SiO₂等の絶縁膜の下にあるデバイスに対して確
実な接続を行うためには、成膜というよりむしろデバイ
スのビアホールのみを穴埋めするようにAlあるいはAl−
Siを堆積する必要がある。このためには、Siや金属表面
にのみAlを堆積させ、SiO₂などの絶縁膜上には堆積させ
ない方法を要する。

このような選択堆積ないし選択成長は従来用いられて
きたスパッタ法では上述の要求に対応できない。

例えば基盤にバイアスを印加し、基板表面でのスパッ
タエッチング作用と堆積作用とを利用して、ビアホール
のみにAlまたはAl−Siを埋込むように堆積を行うバイア
ススパッタ法では、荷電粒子損傷による悪影響が生ずる
だけでなく、エッチング作用と堆積作用とが混在するた
め、堆積速度が向上しない。

これとは別に、様々なタイプのCVD（Chemical Vapor
Deposition）法が提案されているが、プラズマCVDや光C
VDでは気相中での反応があるので、基板表面の凹凸に対
する表面被覆性が比較的よい。しかし、原料ガス分子中
に含まれる炭素原子が膜中に取り込まれたり、また特に
プラズマCVDではスパッタ法の場合のように荷電粒子に
よる損傷（いわゆるプラズマダメージ）があったりす
る。

そこで主に基体表面での表面反応により膜が成長する
ために表面の段差部などの凹凸に対する表面被覆性が良
い。熱CVD法を用いれば、ビアホール内での堆積が起き
易いと期待できる。

このためAl膜の形成法として熱CVD法が種々研究さ
れ、例えば有機アルミニウムをキャリアガスに分散して
加熱基板上へ輸送し、基板上でガス分子を熱分解して膜
形成するという方法が使われる。例えばJournal of Ele
ctrochemical Society第131巻2175ページ（1984年）に
見られる例では有機アルミニウムガスとしてトリイソブ
チルアルミニウム（ｉ−C₄HS₉）₃Al（TIBA）を用い、成
膜温度260℃，反応管圧力0.5torrで成膜し、3.4μΩ・c
mの膜を形成している。

しかしながら、この方法ではAlの表面平坦性が悪く、
しかもビアホール内のAlの緻密なものとならないなど不
適正なものである。

特開昭63−33569号公報には有機アルミニウムを基板
近傍において加熱することにより膜形成する方法が記載
されている。この方法では表面の自然酸化膜を除去した
金属または半導体表面上にのみ選択的にCVD法によるAl
を堆積することができる。この場合にはTIBAの導入前に
基板表面の自然酸化膜を除去する工程が必要である。ま
たガスの加熱の必要があること、しかも加熱を基板近傍
で行わなければならないという制約があり、しかもどの
位基板に近い所で加熱しなければならないかを決めて行
くのが難しく、ヒータを置く場所が制限されるなどの問
題点もある。

さらには、Electrochemical Society日本支部第２回
シンポジウム（1989年７月７日）予稿集第75ページには
ダブルウォールCVD法によればTIBAを使用しTIBAのガス
温度を基板温度よりも高くする装置が提案されている。
この方法は上記特開昭63−33569号の変形にすぎない。
この方法でも金属や半導体上のみにAlを選択成長させる
ことができるが、ガス温度と基体表面温度との差を精度
よく制御するのが困難であるだけでなく、ボンベと配管
を加熱しなければならないという欠点がある。すなわち
これらを制御しようとすると装置が複雑であり、１回の
堆積プロセスで１枚のウェハにしか堆積を行うことので
きない枚葉処理型とせざるを得ない。しかも決して良質
といえない膜が堆積速度が高々500Å／分の堆積速度で
得られるだけで、量産化に必要なスループットを実現す
ることができない。しかもこの方法による膜といえども
ある程度厚くしないと均一な連続膜にならない，膜の平
坦性が悪い,Al選択成長の選択性が余り長い時間維持で
きないなど前述した要求を満たすには不十分である。

また、他の有機金属としてトリメチルアルミニウム
（TMA）を用いた場合としては、プラズマや光を用いる
ことによるAl堆積が試みられているが、やはりプラズマ
や光を用いるため装置が複雑となり、かつ枚葉型装置で
あるため、スループットを十分向上させるにはまだ改善
すべき余地がある。

以上のように、従来の方法ではAlの選択成長を行うこ
とができたとしてもAl膜の平坦性，緻密性に問題があ
り、例えば高集積回路の配線材料として用いるにしても
その電気的特性が良好でない。

しかも、最終的に商業的成功を収め得るような高スル
ープットに達し得ないものであった。

［発明が解決しようとする課題］ 以上のように、近年より高集積化が望まれている半導
体の技術分野において、高集積化され、かつ高性能化さ
れた半導体装置を廉価に提供するためには、改善すべき
余地が多く存在していた。

［課題を解決するための手段］ かかる目的を達成するために、本発明による堆積膜形
成法は、熱CVD法によりアルミニウムを主成分とする膜
を形成するための堆積膜形成法において、 電子供与性の表面（Ａ）と非電子供与性の表面（Ｂ）
を有する基体を堆積膜形成用の空間に配する工程、 アルキルアルミニウムハイドライドのガスと水素ガス
とを前記堆積膜形成用の空間に導入する工程、および 前記アルキルアルミニウムハイドライドの分解温度以
上でかつ450℃以下の範囲内に前記電子供与性の表面
（Ａ）を維持し、膜形成の初期において温度を低くその
後高くなるように温度を変化させること、または膜形成
の初期においてアルキルアルミニウムハイドライドの分
圧を低くその後高くなるように分圧を変化させることの
うち、少なくともいずれか一方により、アルミニウムの
堆積速度を変化させてアルミニウム膜を該電子供与性の
表面（Ａ）に選択的に形成する工程を有することを特徴
とする。

さらに本発明による堆積膜形成法は、熱CVD法により
アルミニウムを主成分とする膜を形成するための堆積膜
形成法において、 電子供与性の表面（Ａ）と非電子供与性の表面（Ｂ）
を有する基体を堆積膜形成用の空間に配する工程、 アルキルアルミニウムハイドライドのガスとSiを含む
ガスおよび水素ガスとを前記堆積膜形成用の空間に導入
する工程、および 前記アルキルアルミニウムハイドライドの分解温度以
上でかつ450℃以下の範囲内に前記電子供与性の表面
（Ａ）を維持し、膜形成の初期において温度を低くその
後高くなるように温度を変化させること、または膜形成
の初期においてアルキルアルミニウムハイドライドの分
圧を低くその後高くなるように分圧を変化させることの
うち、少なくともいずれか一方により、シリコンを含む
アルミニウムの堆積速度を変化させてシリコンを含むア
ルミニウム膜を該電子供与性の表面（Ａ）に選択的に形
成する工程を有することを特徴とする。

［作用］ 本発明においては、電子供与性の表面（Ａ）と非電子
供与性の表面（Ｂ）とを有する基体上にアルキルアルミ
ニウムハイドライドのガス，またはアルキルアルミニウ
ムハイドライドのガスとシリコンを含むガスとを供給し
て、電子供与性の表面（Ａ）上にのみAlまたはAl−Si膜
を形成し、しかも膜形成時にAlの堆積速度を変化させ
る。そのために、緻密なAlまたはAl−Si膜を基体上の電
子供与性の表面（Ａ）上にのみ、高速に形成することが
できる。

［実施例］ まず、有機金属を用いた堆積膜形成方法について概設
する。

有機金属の分解反応、ひいては薄膜堆積反応は、金属
原子の種類，金属原子に結合しているアルキルの種類，
分解反応を生ぜしめる手段，雰囲気ガス等の条件により
大きく変化する。

例えば、Ｍ−R₃（M:III族金属,R:アルキル基）の場合
において、トリメチルガリウム は、熱分解ではGa−CH₃結合の切断されるラジカル解裂
であるが、トリエチルガリウム は、熱分解ではβ離脱により とC₂H₄とに分解する。また、同じエチル基のついたトリ
エチルアルミニウム は、熱分解ではAl−C₂H₅結合の切断されるラジカル分解
である。しかしiC₄H₉の結合したイソトリブチルアルミ
ニウム はβ離脱する。

CH₃基とAlとからなるトリメチルアルミニウム（TMA）
は、室温で二量体構造 を有しており、熱分解はAl−CH₃基の切断されるラジカ
ル分解であり、150℃以下の低温では雰囲気H₂と反応し
てCH₄を生じ、最終的にAlを生成する。しかし略々300℃
以上の高温では、雰囲気にH₂が存在してもCH₃基がTMA分
子からＨを引抜き、最終的にAl−Ｃ化合物が生ずる。

また、TMAの場合、光もしくはH₂雰囲気高周波（略々1
3.56MHz）プラズマにおいて電力のある制限された領域
においては、２つのAl間の橋掛CH₃のカップリングによ
りC₂H₆が生ずる。

要は、最も単純なアルキル基であるCH₃基，C₂H₅基ま
たはiC₄H₉基とAlまたはGaから成る有機金属ですら、反
応形態はアルキル基の種類や金属原子の種類，励起分解
手段により異なるので、有機金属から金属原子を所望の
基体上に堆積させるためには、分解反応を非常に厳密に
制御しなければならない。例えば、トリイソブチルアル
ミニウム からAlを堆積させる場合、従来の熱反応を主とする減圧
CVD法では、表面にμｍオーダの凹凸が生じ、表面モル
フォロジが劣っている。また、熱処理によるヒロック発
生、AlとSiとの界面でのSi拡散によるSi表面荒れが生
じ、かつマイグレーション耐性も劣っており、商業レベ
ルの超LSIプロセスに用いることが難しい。

以上詳述したように、有機金属の化学的性質が金属元
素に付く有機置換基の種類・組み合わせにより大きく変
わるという一般的性質により、有機金属を用いたCVD法
では、その堆積膜形成条件の設定が複雑なものとなる。

しかも、これを例えば4Mbit以上のDRAMのような高集
積回路に適用させるとすると、膜形成条件設定が少し変
化しただけで全く使用不可能な堆積膜（配線）となって
しまう。

そうすると、極めて良質の堆積膜を形成し得ることは
言うまでもないが、その膜形成条件についても装置が複
雑となるような極めて限られたものではなく、比較的汎
用性のある範囲をとり得るような堆積膜形成法でなけれ
ばならない。

そこで、本発明者等は高集積回路に適用し得る水準を
越える条件を見い出すことを目標に多くの有機金属を準
備し、また、反応ガス，キャリアガス，基板温度，ガス
の反応状態等を数多くの実験を行い検討した。

その結果汎用性の高い膜形成条件を提供できるパラメ
ータとして、アルキルアルミニウムハイドライドを原料
ガスとして使用することに着目した。そして、さらに検
討を重ねた結果高集積回路に適用し得る好適な膜形成条
件は以下の通りであることを見い出した。

原料ガスとしてアルキルアルミハイドライド，反応ガ
スとしてH₂，基体として電子供与性の表面（Ａ）と非電
子供与性の表面（Ｂ）とを有する基体，基体温度として
電子供与性表面（Ａ）の温度が、アルキルアルミハイド
ライドの分解温度以上且つ450℃以下。このような膜形
成原料によれば、まず第１にビアホールへ表面平坦性お
よび緻密性に優れたAlを堆積させることができる。

例えば本発明におけるアルキルアルミニウムハイドラ
イドとしてのジメチルアルミニウムハイドライドDMAH
は、アルキル金属として公知の物質であるが、どのよう
な反応形態によりどのようなAl薄膜が堆積するかは、あ
らゆる条件下で堆積膜を形成してみなくては予想だにで
きないものであった。例えばDMAHを光CVDによりAlを堆
積させる例では、表面モルフォロジに劣り、抵抗値も数
μΩ〜10μΩ・cmとバルク値（2.7μΩ・cm）より大き
く、膜質の劣るものであった。

これに対して本発明においては、導電性堆積膜として
良質のAlあるいはAl−Si膜を基体上に選択的に堆積させ
るためにCVD法を用いるものである。

すなわち、堆積膜の構成要素となる原子を少なくとも
１つ含む原料ガスとして有機金属であるジメチルアルミ
ニウムハイドライド（DMAH） またはモノメチルアルミニウムハイドライド（MMAH₂） と、かつ反応ガスとしてH₂を使用し、これらの混合ガス
による気相成長により基体上に選択的にAl膜を形成す
る。あるいは、これにSiを含むガスを使用し選択的にAl
−Si膜を形成する。

本発明の適用可能な基体は、、Alの堆積する表面を形
成するための第１の基体表面材料と、Alの堆積しない表
面を形成するための第２の基体表面材料とを有するもの
である。そして、第１の基体表面材料としては、電子供
与性を有する材料を用いる。

この電子供与性について以下詳細に説明する。

電子供与性材料とは、基体中に自由電子が存在してい
るか、もしくは自由電子を意図的に生成せしめたかした
もので、例えば基体表面上に付着した原料ガス分子との
電子授受により化学反応が促進される表面を有する材料
をいう。例えば、一般に金属や半導体がこれに相当す
る。金属もしくは半導体表面に薄い酸化膜が存在してい
るものも含まれる。それは基体と付着原料分子間で電子
授受により化学反応が生ずるからである。

具体的には、単結晶シリコン，多結晶シリコン，非晶
質シリコン等の半導体、III族元素としてのGa,In,Alと
Ｖ族元素としてのP,As,Nとを組合せて成る二元系もしく
は三元系もしくは四元系III−Ｖ族化合物半導体、ある
いは金属，合金，シリサイド等であり、例えばタングス
テン，モリブデン，タンタル，タングステンシリサイ
ド，チタンシリサイド，アルミニウム，アルミニウムシ
リコン，チタンアルミニウム，チタンナイトライド，
銅，アルミニウムシリコン銅，アルミニウムパラジウ
ム，チタン，モリブデンシリサイド，タンタルシリサイ
ド等である。

これに対して、AlあるいはAl−Siが選択的に堆積しな
い表面を形成する材料、すなわち非電子供与性材料とし
ては、熱酸化,CVD等による酸化シリコン,BSG,PSG,BPSG
等のガラスまたは酸化膜、熱窒化膜，プラズマCVD,減圧
CVD,ECR−CVD法等によるシリコン窒化膜等である。

このような構成の基体に対して、Alは原料ガスとH₂と
の反応系において単純な熱反応のみで堆積する。例えば
DMAHとH₂との反応系における熱反応は基本的に と考えられる。DMAHは室温で二量体構造をとっている。
MMAH₂によっても下記実施例に示すように、熱反応によ
り高品質AlあるいはAl−Siが堆積可能である。

MMAH₂は蒸気圧が室温で0.01〜0.1Torrと低いために多
量の原料輸送が比較的難しく、堆積速度は数百Å／分が
前述した要求を満す本発明における上限値であり、好ま
しくは室温で蒸気圧が1TorrであるDMAHを使用すること
が最も望ましい。

第１図（ａ）〜（ｅ）は本発明によるビアホール内の
AlあるいはAl−Si膜の選択成長の様子を示す。

第１図（ａ）は本発明によるAl堆積膜形成前の基体の
断面を模式的に示す図である。90は電子供与性材料から
なる基板、91は非電子供与性材料からなる薄膜である。

原料ガスとしてのDMAH,Si₂H₆および反応ガスとしての
H₂を含んだ混合気体を第１の堆積条件で加熱された基体
１上に供給されると、基体90上にAl−Siが析出し、第１
図（ｂ）に示すようにAl−Siの連続膜が形成される。

次いで、第２の堆積条件でAl−Siの堆積を続けると、
第１図（ｃ）の状態を経て、第１図（ｄ）に示すよう
に、Al−Si膜は薄膜91の最上部のレベルにまで成長す
る。さらに同じ条件で成長させると、第１図（ｅ）に示
すように、Al−Si膜は横方向にはほとんど成長すること
なしに、5000Åにまで成長可能である。これは、本発明
による堆積膜の最も特徴的な点であり、如何に良質の膜
を良好な選択性の下に形成可能であるかが理解できよ
う。

そしてオージュ電子分光法や光電子分光法による分析
の結果、この膜には炭素や酸素のような不純物の混入が
認められない。

このようにして形成された堆積膜の抵抗率は、膜厚40
0Åでは室温で2.7〜3.0μΩ・cmとAlバルクの抵抗率と
ほぼ等しく、連続かつ平坦な膜となる。また、膜厚１μ
ｍであっても、その抵抗率はやはり室温で略々2.7〜3.0
μΩ・cmとなり、厚膜でも十分に緻密な膜厚が形成され
る。可視光波長領域における反射率も略々80％であり、
表面平坦性にすぐれた薄膜を実効的に高速堆積させるこ
とができる。

以上詳述したように、本発明では、 アルキルアルミハイドライドのガスと水素ガスとの混合
気体雰囲気中で、電子供与性の表面（Ａ）をアルキルア
ルミハイドライドの分解温度以上450℃以下の温度に維
持し、電子供与性の表面（Ａ）上に選択的にAlを堆積さ
せること、あるいは、上記混合気体雰囲気としてさらに
Siを含むガスを付加したものを用いて選択的にAl−Siを
堆積させることを見い出したことに加え、AlあるいはAl
−Si膜の形成において高スループット化を計るために、
堆積膜形成時に、低堆積速度から高堆積速度へと移行さ
せる。こうすることにより膜質を劣下させることなく高
スループット化が達成し得る。

第２図はAlあるいはAl−Siが堆積可能な堆積膜形成装
置を示す模式図である。

ここで、１はAl−Si膜を形成するための基体である。
基体１は、同図に対して実質的に閉じられた堆積膜形成
用の空間を形成するための反応管２の内部に設けられた
基体ホルダ３上に載置される。反応管２を構成する材料
としては石英が好ましいが、金属製であってもよい。こ
の場合には反応管を冷却することが望ましい。また、基
体ホルダ３は金属製であり、載置される基体を加熱でき
るようにヒータ４が設けられている。そしてヒータ４の
発熱温度を制御して基体温度を制御することができるよ
う構成されている。

ガスの供給系は以下のように構成されている。

５はガスの混合器であり、第１の原料ガスと第２の原
料ガスと反応ガスとを混合させて反応管２内に供給す
る。６は第１の原料ガスとして有機金属を気化させるた
めに設けられた原料ガス気化器である。

本発明において用いる有機金属は室温で液体状である
ので、気化器６内でキャリアガスを有機金属の液体中を
通して飽和蒸気となし、混合器５へ導入する。

排気系は以下のように構成される。

７はゲートバルブであり、堆積膜形成前に反応管２内
部を排気する時など大容量の排気を行う際に開かれる。
８はスローリークバルブであり、堆積膜形成時の反応管
２内部の圧力を調整する時など小容量の排気を行う際に
用いられる。９は排気ユニットであり、ターボ分子ポン
プ等の排気用のポンプ等で構成される。

基体１の搬送系は以下のように構成される。

10は堆積膜形成前および堆積膜形成後の基体を収容可
能な基体搬送室であり、バルブ11を開いて排気される。
12は搬送室を排気する排気ユニットであり、ターボ分子
ポンプ等の排気用ポンプで構成される。

バルブ13は基体１を反応室と搬送空間で移送する時の
み開かれる。

第２図に示すように、第１の原料ガスを生成するため
のガス生成室６においては、室温に保持されている液体
状のDMAHに対しキャリアガスとしてのH₂もしくはAr（も
しくは他の不活性ガス）でバブリングを行い、気体状DM
AHを生成し、これを混合器５に輸送する。反応ガスとし
てのH₂は別経路から混合器５に輸送される。ガスはそれ
ぞれその分圧が所望の値となるように流量が調整されて
いる。

第１の原料ガスとしては、MMAH₂でもよいが、蒸気圧
が室温で1Torrとなるのに十分なDMAHが最も好ましい。
また、DMAHとMMAH₂を混合させて用いてもよい。

また、Al−Si膜を形成する際の第２の原料ガスとして
のSiを含むガスとしては、Si₂H₆，SiH₄，Si₃H₈,Si（C
H₃）₄,SiC l₄，SiH₂Cl₂，SiH₃Clを用いることができ
る。とりわけ、200−300℃の低温で分解し易いSi₂H₆が
最も望ましい。H₂またはArで希釈されたSi₂H₆等のガス
は、DMAHと別系統から混合器５に輸送され、反応管２に
供給される。

第２図の装置を用いると、 全圧力 1.5Torr DMAH分圧 1.5×10^-4Torr Si分圧 2.0×10^-6Torr 基体温度 160℃−450℃ の条件下でAi−Si膜を電子供与性材料表面上のみに選択
的に堆積することができる。400Åの膜厚であっても連
続、かつ抵抗率もAlのバルク値にほぼ等しい2.7−3.0μ
Ω・cmである。基体温度270℃−350℃の時、堆積速度は
100−800Å／分であり、高速堆積のためには、堆積速度
をより大きくする必要がある。

高速堆積を実現する為には基体温度を高くし、またDM
AH分圧を高くすることが考えられる。例えば、基体温度
330℃、DMAH分圧10^-2〜10^-3Torrにして0.2〜0.5μm/分
の堆積速度を実現することができる。しかし、堆積速度
が大きすぎると表面平坦性の劣った表面になってしま
う。例えば、反射率は、10〜30％程度のAlあるいはAl−
Si膜になってしまう。このように、表面平坦性の劣った
膜になってしまうのは、高温において金属原子、もしく
は、分子の表面マイグレーションが大きいため、あるい
特定核のみで堆積が進行し、膜厚になる際に表面平坦性
が劣化してしまう為と考えられる。すなわち、堆積初期
において表面平坦性の劣った膜が形成されてしまいこれ
が後まで悪影響を及ぼすことが最も大きな理由である。

本発明では、低堆積速度から高堆積速度へと堆積膜形
成時に移行させる手段として、例えば堆積中に基体温
度、原料ガス分圧を変化させる手法を用いて、実質的に
高堆積速度で、かつ高品質、平坦性の優れたAlあるいは
Al−Si堆積膜を得る方法を提供する。

こうすることで実質的に高堆積速度をもち、かつ、高
品質平坦な堆積膜を得ることができる。

本発明に係る表面化学反応による堆積膜形成では、低
基体温度，低原料ガス分圧下の低堆積速度の条件の方
が、反応管からの汚染がなければ薄膜でも連続かつ高品
質の膜になると言われている。

本発明者等の知見によれば、良質のAlあるいはAl−Si
の堆積膜が良好な選択性のもとに、形成されるのは基体
温度160〜450℃より好ましくは270℃〜350℃である。

そこで、本発明における第１の堆積工程、すなわち低
堆積速度による堆積膜形成工程としては、 全圧力10^-3〜760Torr好ましくは５×10^-2〜5Torrにお
いて、基体温度は、270〜350℃、好ましくは270〜300
℃、DMAH分圧は、全圧力の1.3×10^-5〜1.3×10^-3倍、好
ましくは1.3×10^-5〜1.3×10^-4倍という条件より適宜選
択されるものであり、連続膜が形成されるものであれば
よい。また、本発明における第２の堆積工程、すなわち
高堆積速度による堆積膜形成工程としては、 全圧力10^-3〜760Torr好ましくは５×10^-2〜5Torrにお
いて、基板温度は、270〜350℃、好ましくは300〜350
℃、DMAH分圧は全圧力の1.3×10^-5〜1.3×10^-3倍とす
る。

基体温度を上昇させるのに、ヒータのみを用いるので
はなく、ウェハ表面にＷランプやXeランプを照射して、
急速に基体温度を上昇させても良い。ランプによる加熱
は、急速に基体温度を上昇させるのに有効ではあるが、
窓を設ける等装置が複雑になるので、基体加熱に用いて
いるヒータを用いて基体温度を上昇させる方がより望ま
しい。

好ましくは1.3×10^-4〜1.3×10^-3倍という条件より適
宜選択され、かつ前記第１の堆積工程における堆積速度
より高い堆積速度で堆積膜が形成されるものであれば良
い。例えば同一全圧力のもとに、基体温度を一定としDM
AHの分圧を上げて行ってもよいし、DMAHの分圧一定で基
体温度を上げるものであってもよい。勿論同一の全圧力
のもと基体温度と分圧の両方を上げてもよい。

具体的には第１の堆積工程を前記圧力条件のもとで基
体温度270〜300℃の範囲内で100〜200Åの連続膜を堆積
させ、その後基体温度を300〜350℃として堆積速度を例
えば0.1〜１μm/minに上げて形成することが好ましい。
こうして形成された堆積膜は表面マイグレーションが抑
制され良質の膜となる。

上記のように堆積条件を変化させると、第１の堆積条
件で１〜５分の堆積時間で100〜200Åの連続平坦かつ高
品質膜が形成され、愛２の堆積条件では、すでに連続か
つ平坦なAl（またはAl−Si）が形成されているので、0.
1〜１μm/分の高堆積速度で、Al（またはAl−Si）を堆
積させても、平坦かつ高品質の薄膜を形成することがで
きる。

第１の条件で１〜５分堆積し、第２の条件で１〜３分
の堆積時間で１μｍ厚のAl膜を十分形成可能である。

第２図示の装置では、１回の堆積において１枚の基体
にしかAl−Siを堆積することができない。

本発明による手法は、多数枚の減圧CVD装置において
も適用可能である。本発明によるAl−Si堆積は加熱され
た電子供与性基体表面での表面反応を用いるため、基体
のみが加熱されるホットウォール型減圧CVD法であればD
MAHとH₂およびSi₂H₆等のSi原料ガスとを添加することに
よりSiを0.5〜2.0％を含むAl−Siを高速堆積させること
ができる。

減圧CVD装置を用いる場合、反応管圧力0.05〜760Tor
r、望ましくは、0.1〜0.8Torrである。第１の堆積条件
としては、基体温度は270〜350℃、望ましくは、270〜3
00℃、DMAH分圧は、反応管圧力の分圧の1.3×10^-5〜1.3
×10^-3倍、望ましくは1.3×10^-5〜1.3×10^-4倍である。
第２の堆積条件としては、基体温度は270〜350℃、望ま
しくは、300〜350℃、DMAH分圧は、反応管圧力の分圧の
1.3×10^-5〜1.3×10^-3倍、望ましくは1.3×10^-4〜1.3×
10^-3倍である。Si₂H₆分圧は、第1,第２の堆積条件と共
に、反応管圧力の１×10^-7〜１×10^-4倍の範囲であり、
Al−Siが電子供与性表面上のみに高速に堆積する。

第３図はかかる本発明の適用可能な堆積膜形成装置を
示す模式図である。

57はAl−Si膜を形成するための基体である。50は周囲
に対して実質的に閉じられた堆積膜形成用の空間を形成
する石英製の外側反応管、51は外側反応管50内のガスの
流れを分離するために設置される石英製の内側反応管、
54は外側反応管50の開口部を開閉するための金属製のフ
ランジであり、基体57は内側反応管51内部に設けられた
基体保持具56内に設置される。なお、基体保持具56は石
英製とするのが望ましい。

また、本装置はヒータ部59により基体温度を制御する
ことができる。反応管50内部の圧力は、ガス排気口53を
介して結合された排気系によって制御できるように構成
されている。

また、原料ガスは、第２図に示す装置と同様に、第１
のガス系，第２のガス系，第３のガス系および混合器を
有し（いずれも図示せず）、原料ガスは原料ガス導入口
52より反応管50内部に導入される。原料ガスは、第３図
中矢印58で示すように、内側反応管51内部を通過する
際、基体57の表面において反応し、Ai−Siを基体表面に
堆積する。反応後のガスは、内側反応管51と外側反応管
50とによって形成される間隙部を通り、ガス排気口53か
ら排気される。

基体の出し入れに際しては、金属製フランジ54のエレ
ベータ（図示せず）により基体保持具56,基体57ととも
に降下させ、所定の位置へ移動させて基体の着脱を行
う。

かかる装置を用い、前述した条件で堆積膜を形成する
ことにより、装置内の総てのウェハにおいて良質なAl−
Si膜を同時に形成することができる。

本発明によれば、堆積初期過程において、連続かつ緻
密なAl−Siが形成されるので、その後、0.2〜１μm/分
の高速堆積条件でAl−Siを堆積しても表面平坦性等の膜
質は劣化せず、高品質のAl−Si膜を実効的に高速に堆積
することができる。

高速で堆積しても得られたAl−Si膜は、緻密であり、
炭素等の不純物含有量がきわめて少なく抵抗率もバルク
並であり、且つ表面平坦度も極めて高い。堆積されたAl
−Si膜は、高速で堆積したにもかからず、以下に述べる
ような特徴を有している。

ヒロックの減少 耐エレクトロマイグレーション性の向上 コンタクト部のアロイ・ピットの減少 表面平坦性の向上 ビアホール内の抵抗およびコンタクト抵抗の向上 配線工程中の熱処理の低温化 このように高品質のAl−Si膜を高速に堆積することが
できるので、超LSIプロセスにおけるスループットは飛
躍的に向上する。第２図のような減圧CVD装置において
は、同時に100〜200枚の４インチウェハ上にAl−Siを堆
積することができるが、高速堆積の効果はスループット
向上に大きく寄与する。今後の超LSIでは、用いるウェ
ハは６ないし８インチになるとされている。ウェハ径が
６インチ,8インチと大きくなると第２図のような減圧CV
D装置は反応管径が大きくなるため実用化が困難にな
る。しかし、第２図のような枚様型CVD装置は、ウェハ
径が大きくなっても装置全体の大きさはあまり変わらな
いのでウェハの大口径化に非常に有利である。しかし、
従来のCVD法によるAl−Si堆積では0.2〜１μm/分の高速
堆積を実現することができず、たとえ高品質の堆積膜を
形成しても実用上用いることが困難であった。しかし、
本発明による堆積法を用いると0.2〜１μm/分の高速で
高品質のAl−Siを堆積することができ、特に高スループ
ットを要求される６インチ,8インチ対応の枚様型CVD装
置において本発明の果たす意味はきわめて大きい。

（実施例１） まずAl成膜の手順は次の通りである。

第２図に示した装置を用い、排気設備９により、反応
管２内を略々１×10^-8Torrに排気する。ただし反応管２
内の真空度は１×10^-8Torrより悪くてもAlは成膜する。

Siウェハを洗浄後、搬送室10を大気圧に解放しSiウェ
ハを搬送室に装填する。搬送室を略々１×10^-6Torrに排
気し、その後ゲートバルブ13を開けウェハをウェハホル
ダー３に装着する。

ウェハをウェハホルダー３に装着した後、ゲートバル
ブ13を閉じ、反応室２の真空度が略々１×10^-8Torrにな
るまで排気する。

本実施例では第１のガスラインからDMAHを供給する。
DMAHラインのキャリアガスはH₂を用いた。第２のガスラ
インはH₂用とする。

第２ガスラインからH₂を流し、スローリークバルブ８
の開度を調整して反応管２内の圧力を所定の値にする。
本実施例における典型的圧力は略々1.5Torrとする。そ
の後ヒータ４に通電しウェハを加熱する。ウェハ温度が
所定の温度に到達した後、DMAHラインよりDMAHを反応管
内へ導入する。全圧は略々1.5Torrであり、DMAH分圧を
略々1.5×10_-4Torrとする。DMAHを反応管２に導入する
とAlが堆積する。

以上が第１の堆積工程である。

第１の堆積工程で100〜200Å程度の連続Al膜形成後、
第２の堆積工程で高速堆積させる。第２の堆積工程の条
件は全圧略々1.5Torr,DMAH分圧を略々１×10^-3Torrとす
る。所定の堆積時間が経過した後、DMAHの供給を停止す
る。次にヒータ４の加熱を停止し、ウェハを冷却する。
H₂ガスの供給を止め反応管内の排気した後、ウェハを搬
送室に移送し、搬送室のみを大気圧にした後ウェハを取
り出す。以上がAl成膜手順の概略である。

次に本実施例における試料作製を説明する。

Si基体（Ｎ型１〜２Ωcm）を水素燃焼方式（H₂:4l/M,
O₂:2l/M）により1000℃の温度で熱酸化を行なった。

膜厚は7000ű500Åであり、屈折率は1.46であっ
た。このSi基体全面にホトレジストを塗布し、露光機に
より所望のパターンを焼きつける。パターンは0.25μｍ
×0.25μｍ〜100μｍ×100μｍの各種の孔が開孔する様
なものである。ホトレジストを現像後反応性イオンエッ
チング（RIE）等でホトレジストをマスクとして下地のS
iO₂をエッチングし、部分的に基体Siを露出させた。こ
のようにして0.25μｍ×0.25μｍ〜100μｍ×100μｍの
各種の大きさのSiO₂の孔を有する試料を130枚用意し、
基板温度を13とおり設定し、各基板温度でそれぞれ10枚
の試料に対して前述した手順に従って 第１の堆積工程時、 全圧 1.5Torr DMAH分圧 1.5×10^-5Torr 第２の堆積工程時、 全圧 1.5Torr DMAH分圧 1.5×10^-3Torr なる条件でAl膜を堆積した。

基板温度を13水準に変化して堆積したAl膜を各種の評
価方法を用いて評価した。その結果を表１に示す。

上記試料で160℃〜450℃の温度範囲においてSiO₂上に
はAlは堆積せず、SiO₂が開孔しSiが露出している部分に
のみAlが堆積した。なお上述した温度範囲においてAlを
２μｍ堆積した場合にも同様の選択堆積性が維持され
た。

第１および第２の堆積工程の基体温度が300℃を越え
る場合、0.5〜1.0μm/分の高速堆積は可能であったが、
表面反射率が300℃以下の場合に比べると多少悪くな
る。第１の堆積工程の温度が高いと第１の堆積工程で堆
積される極薄Al膜の平坦性が劣っていることに起因する
と考えられる。

（実施例２） 実施例１と同様の手順で、 第１の堆積工程時、 全圧 1.5Torr DMAH分圧 1.0×10^-5Torr 基体温度 270℃または300℃ 第２の堆積工程時、 全圧 1.5Torr DMAH分圧 1.0×10^-3Torr なる条件で第２の堆積工程の基体温度を第１の堆積工程
時より大きくしたいくつかの水準に変化して堆積したAl
膜の各種評価結果を表２に示す。

第１の堆積工程の基体温度が270℃,300℃の場合得ら
れた結果に差異はなかった。

実施例１と同じく、第２の堆積工程における基体温度
が300℃を越えると0.5〜1.0μm/分の高速堆積が可能で
あった。実施例１と異なるのは、第２の工程の基体温度
が330℃,350℃の場合でも80〜95％の反射率を有する表
面平坦性の高いAl膜が形成できた。

実施例１と同様、AlはSi上のみに選択的に堆積した。
また、Alを２μｍまで堆積しても選択性は維持された。

（実施例３） 実施例１と同じ手順でDMAHのキャリアガスのみをH₂で
なくArとし、Al堆積を行った。第２のガスラインからは
H₂を供給する。得られた結果は実施例１の第１表と同じ
く160℃〜450℃の温度範囲においてSiO₂上にはAlは堆積
せず、SiO₂が開孔しSiが露出している部分にのみAlが堆
積した。なお上述した温度範囲においてAlを２μｍ堆積
した場合にも同様の選択堆積性が維持された。

第１および第２の堆積工程の基体温度が300℃を越え
る場合、0.5〜1.0μm/分の高速堆積は可能であったが、
表面反射率が多少悪くなる。第１の堆積工程の温度が高
いと第１の堆積工程で堆積される極薄Al膜の平坦性が劣
っていることに起因すると考えられる。

（実施例４） 実施例２と同じ手順でDMAHのキャリアガスのみをH₂で
なくArとし、Al堆積を行った。第２のガスラインはH₂を
供給した。第１の堆積工程の基体温度が270℃,300℃の
場合、得られた結果に差異はなかった。また得られた膜
質は第２表とほぼ同じである。

実施例１もしくは実施例２の場合と同じく、第２の堆
積工程における基体温度が300℃を越えると、0.5〜1.0
μm/分の高速堆積が可能であった。実施例１および実施
例２と異なるのは、第２の工程の基体温度が330℃,350
℃の場合でも80〜95％の反射率を有する表面平坦性の高
いAl膜が形成できた点である。

実施例１および実施例２と同様、AlはSi上のみに選択
的に堆積した。また、Alを２μｍ堆積しても選択性は維
持された。

上記試料で160℃〜450℃の温度範囲においてSiO₂上に
はAlは堆積せず、SiO₂が開孔しSiが露出している部分に
のみAlが堆積した。なお上述した温度範囲においてAlを
２μｍ堆積した場合にも同様の選択堆積性が維持され
た。

（実施例５） 第３図に示した減圧CVD装置を用いて以下に述べるよ
うな構成の基体（サンプル５−１〜５−179）にAl膜を
形成した。

サンプル５−１の準備 電子供与性である第１の基体表面材料としての単結晶
シリコンの上に、非電子供与性である第２の基体表面材
料としての熱酸化SiO₂膜を形成し、実施例１に示したよ
うなフォトリソグラフィー工程によりパターニングを行
い、単結晶シリコン表面を部分的に露出させた。

この時の熱酸化SiO₂膜の膜厚は7000Å、単結晶シリコ
ンの露出部即ち開口の大きさは３μｍ×３μｍであっ
た。このようにしてサンプル５−１を準備した。（以下
このようなサンプルを“熱酸化SiO₂（以下Ｔ−SiO₂と略
す）／単結晶シリコン”と表記することとする）。

サンプル５−２〜５−179の準備 サンプル５−２は常圧CVDになよって成膜した酸化膜
（以下SiO₂と略す）／単結晶シリコン サンプル５−３は常圧CVDによって成膜したボロンド
ープの酸化膜（以下BSGと略す）／単結晶シリコン、 サンプル５−４は常圧CVDによって成膜したリンドー
プの酸化膜（以下PSGと略す）／単結晶シリコン、 サンプル５−５は常圧CVDによって成膜したリンおよ
びボロンドープの酸化膜（以下BSPGと略す）／単結晶シ
リコン、 サンプル５−６はプラズマCVDによって成膜した窒化
膜（以下Ｐ−S:Nと略す）／単結晶シリコン、 サンプル５−７は熱窒化膜（以下Ｔ−S:Nと略す）／
単結晶シリコン、 サンプル５−８は減圧DCVDによって成膜した窒化膜
（以下LP−S:Nと略す）／単結晶シリコン、 サンプル５−９はECR装置によって成膜した窒化膜
（以下ECR−SiNと略す）／単結晶シリコンである。さら
に電子供与性である第１の基体表面材料と非電子供与性
である第２の基体表面材料の組み合わせにより表３に示
したサンプル５−11〜５−179を作成した。

第１の基体表面材料として単結晶シリコン（単結晶S
i），多結晶シリコン（多結晶Si），非晶質シリコン
（非晶質Si），タングステン（Ｗ），モリブデン（M
o），タンタル（Ta），タングステンシリサイド（WS
i），チタンシリサイド（TiSi），アルミニウム（A
l），アルミニウムシリコン（Al−Si），チタンアルミ
ニウム（Ai−Ti），チタンナイトライド（Ti−Ｎ），銅
（Cu），アルミニウムシリコン銅（Al−Si−Cu），アル
ミニウムパラジウム（Al−Pd），チタン（Ti），モリブ
デンシリサイド（Mo−Si）タンタルシリサイド（Ta−S
i）を使用した。これらのサンプルを第３図に示した減
圧CVD装置に入れ、同一バッヂ内でAl膜を成膜した。

堆積条件は以下の通りである。

第１の堆積工程時、 全圧 0.3Torr DMAH分圧 ３×10^-6Torr 基体温度 270℃ 第２の堆積工程時、 全圧 0.3Torr DMAH分圧 ×10^-4Torr 基体温度 330℃ である。

このような条件で成膜した結果、サンプル５−１から
５−179までのパターニングを施したサンプルに関して
は全て、電子供与性である第１の基体表面にのみAlの堆
積が起こり、7000Åの深さの開口部を完全に埋めつくし
た。Al膜の膜質は表２で第２の堆積工程の基体温度が33
0℃のものと差異はなく、かつ第２の堆積工程における
堆積速度はいずれの基体に対しても略々0.7μm/分と非
常に高速であった。

（実施例６） 実施例２と同一の手順でDMAHの代りにMMAH₂を用い
て、Al膜の堆積を行なった。

基体には、実施例１で示したSiO₂薄膜をパターニング
したSiウエハを用いた。

堆積工程条件は、以下の通りである。

第１の堆積工程時、 反応管圧力 1.5Torr MMAH₂分圧 ５×10^-5Torr 基体温度 270℃ 第２の堆積工程時、 反応管圧力 1.5Torr MMAH₂分圧 1.0×10^-3Torrである。

実施例２と同様Al膜は7000ÅのSiO₂の開口部を埋め尽
くすことが出来、Alの膜質は、表２の第２の堆積工程の
基体温度が330℃のものと差異はなかった。

また、第２の堆積工程のAlの堆積速度は、略々0.7μm
/分とDMAHを用いた場合と差異はなかった。

上記試料で160℃〜450℃の温度範囲においてSiO₂上に
はAlは堆積せず、SiO₂が開孔しSiが露出している部分に
のみAlが堆積した。なお上述した温度範囲においてAlを
２μｍ堆積した場合にも同様の選択堆積性が維持され
た。

（実施例７） まずAl−Siの堆積手順は次の通りである。

第２図に示した装置を用い、排気設備９により、反応
管２内を略々1.0×10_-8Torrに排気する。反応管２内の
真空度が1.0×10_-8Torrより悪くてもAl−Siは成膜す
る。

Siウェハを洗浄後、搬送室10を大気圧に解放してSiウ
ェハを搬送室に装填する。搬送室を略々1.0×10_-6Torr
に排気してその後ゲートバルブ13を開けウェハをウェハ
ホルダ３に装着する。

ウェハをウェハホルダ３に装着した後、ゲートバルブ
13を閉じ反応室２の真空度が略々1.0×10_-8Torrになる
まで排気する。

本実施例では第１のガスラインをDMAH用とする。DMAH
ラインのキャリアガスはArを用いた。第２ガスラインは
H₂用、第３のガスラインはSi₂H₆用とする。

第２ガスラインからH₂を流し、スローリークバルブ８
の開度を調整して反応管２内の圧力を所望の値にする。
本実施例における典型的圧力は略々1.5Torrとする。そ
の後ヒータ４に通電しウェハを加熱する。ウェハ温度が
所望の温度に到達した後、DMAHラインよりDMAHを反応管
内へ導入する。全圧は略々1.5Torrであり、DMAH分圧を
略々1.5×10^-5Torrとする。Si₂H₆分圧は２×10^-7Torrと
する。Si₂H₂とDMAHを反応管２に導入するとAl−Siが堆
積する。以上が第１の堆積工程である。

第１の堆積工程で100−200Å程度の連続Al−Si膜形成
後、第２の堆積工程で高速堆積させる。

第２の堆積工程条件は、全圧略々1.5Torr、DMAH分圧
を略々1.0×10^-3Torrとする。Si₂H₆分圧は1.5×10^-5Tor
rとする。所定の堆積時間が経過した後DMAHおよびSi₂H₆
の供給を停止する。次にヒータ４の加熱を停止し、ウェ
ハを冷却する。H₂ガスの供給を止め反応管内を排気した
後ウェハを搬送室に移送し搬送室のみを大気圧にした後
ウェハを取り出す。以上がAl成膜の概略である。

次に本実施例における試料作製を説明する。

Si基体（Ｎ型１〜２Ωcm）を水素燃焼方式（H₂:4l/M,
O₂:2l/M）により1000℃の温度で熱酸化を行なった。

膜厚は7000ű500Åであり、屈折率は1.46であっ
た。このSi基体全面にホトレジストを塗布し、露光機に
より所望のパターンを焼つける。パターンは0.25μｍ×
0.25μｍ〜100μｍ×100μｍの各種の孔が開孔するよう
なものである。ホトレジストを現像後、反応性イオンエ
ッチング（RIE）等でホトレジストをマスクとして下地
のSiO₂をエッチングし、部分的に基体Siを露出させた。
このようにして0.25μｍ×0.25μｍ〜100μｍ×100μｍ
の各種の大きさのSiO₂の孔を有する試料を130枚用意
し、基板温度を13とおり設定し、各基板温度でそれぞれ
10枚の試料に対して前述した手順に従って 第１の堆積工程時、 全圧 1.5Torr DMAH分圧 1.5×10^-5Torr Si₂H₆分圧 2.0×10^-7Torr 第２の堆積工程時、 全圧 1.5Torr DMAH分圧 1.0×10^-3Torr Si₂H₆分圧 1.5×10^-5Torr なる条件でAl−Si膜を堆積した。

基板温度を13水準に変化して堆積したAl−Si膜を各種
の評価方法を用いて評価した。その結果は、表１と同様
であった。

上記試料で160℃〜450℃の温度範囲においてSiO₂上に
はAl−Siは堆積せず、SiO₂が開孔しSiが露出している部
分にのみAl−Siが堆積した。なお上述した温度範囲にお
いてAl−Siを２μｍ堆積した場合にも同様の選択堆積性
が維持された。

第１および第２の堆積工程の基体温度が300℃を越え
る場合、0.5〜1.0μm/分の高速堆積は可能であったが、
表面反射率が多少悪くなる。

第１の堆積工程の温度が高いと第１の堆積工程で堆積
される極薄Al−Si膜の平坦性が劣っていることに起因す
ると考えられる。

（実施例８） 実施例７と同様の手順で、 第１の堆積工程時、 全圧 1.5Torr DMAH分圧 1.0×10^-5Torr Si₂H₆分圧 1.5×10^-7Torr 基体温度 270℃または300℃ 第２の堆積工程時、 全圧 1.5Torr DMAH分圧 1.0×10^-3Torr Si₂H₆分圧 1.5×10^-5Torr なる条件で第２の堆積工程の基体温度を13水準に変化し
て堆積したAl−Si膜の各種評価結果は、第２表と同様で
あった。

第１の堆積工程の基体温度270℃、300℃の場合得られ
た結果に差異はなかった。

実施例１と同じく、第２の堆積工程における基体温度
が300℃を越えると、0.5〜1.0μm/分の高速堆積が可能
であった。実施例１と異なるのは、第２の工程の基体温
度が330℃、350℃の場合でも、80−95％の反射率を有す
る表面平坦性の高いAl−Si膜が形成できた。

実施例１と同様、Al−SiはSi上のみに選択的に堆積し
た。

また、Al−Siを２μｍまで堆積しても、選択性は維持
された。

（実施例９） 実施例８と同様の手順で、 第１の堆積工程時、 全圧 1.5Torr DMAH分圧 1.0×10^-5Torr 基体温度 270℃ 第２の堆積工程時、 全圧 1.5Torr DMAH分圧 1.0×10^-3Torr 基体温度 330℃ とし、Si₂H₆分圧を各工程におけるDMAH分圧の３×10^-4
倍から、0.2倍まで変化させて堆積を行なった。

形成されたAl−Si膜中のSi含有量（wt％）は0.005％
から５％までSi₂H₆分圧にほぼ比例して変化した。抵抗
率，炭素含有，平均配線寿命，堆積速度，ヒロック密
度，スパイクの発生に関しては実施例１と同様の結果が
得られた。しかし４％以上のSi含有量を有する試料は膜
中にSiと思われる析出物が生じ表面モルフォロジーが悪
化し、反射率が65％以下となった。Si含有量４％未満の
試料の反射率は80〜95％であり、実施例８と同様であっ
た。また実施例８と同様に基体表面材料による選択堆積
性も全領域で確認された。

（実施例10） 実施例７と同じ手順で、DMAHのキャリアガスのみをH₂
でなくA_rとし、Al−Si堆積を行なった。

第２のガスラインからは、H₂を供給する。

得られた結果は、実施例１の第１表と同じく160℃〜4
50℃の温度範囲においてSiO₂上にはAl−Siは堆積せず、
SiO₂が開孔しSiが露出している部分にのみAl−Siが堆積
した。なお上述した温度範囲においてAl−Siを２μｍ堆
積した場合にも同様の選択堆積性が維持された。

第１および第２の堆積工程の基体温度が300℃を越え
る場合、0.5〜1.0μm/分の高速堆積は可能であったが、
表面反射率が多少悪くなる。

第１の堆積工程の温度が高いと第１の堆積工程で堆積
される極薄Al−Si膜の平坦性が劣っていることに起因す
ると考えられる。

（実施例11） 実施例８と同じ手順で、DMAHのキャリアガスのみをH₂
ではなくArとし、Al−Si堆積を行なった。

第２のガスラインはH₂を供給した。

第１の堆積工程の基体温度が270℃、300℃の場合、得
られた結果に差異はなかった。また、得られた膜質は第
２表とほぼ同じである。

実施例７もしくは、実施例８の場合と同じく、第２の
堆積工程における基体温度が300℃を越えると、0.5〜1.
0μm/分の高速堆積が可能であった。実施例７および実
施例８と異なるのは、第２の工程の基体温度が330℃,35
0℃の場合でも、80−95％の反射率を有する表面平坦性
の高いAl−Si膜が形成できた点である。

実施例７および実施例８と同様、Al−SiはSi上のみに
選択的に堆積した。また、Al−Siを２μｍ堆積しても選
択性は維持された。

（実施例12） 実施例９と同一手順で、DMAHのキャリアガスのみをH₂
ではなくArとし、Al−Si堆積を行なった。

第２のガスラインはH₂を供給した。

堆積条件は、以下の通りである。

第１の堆積工程時、 全圧 1.5Torr DMAH分圧 1.0×10^-5Torr 基体温度 270℃ 第２の堆積工程時、 全圧 1.5Torr DMAH分圧 1.0×10^-3Torr 基体温度 330℃ とし、Si₂H₆分圧を各工程におけるDMAH分圧の３×10^-4
倍から0.2倍まで変化させて堆積を行なった。

実施例９と同様、形成されたAl−Si膜中のSi含有量
（wt％）は0.005％から５％までSi₂H₆分圧にほぼ比例し
て変化した。抵抗率，炭素含有，平均配線寿命，堆積速
度，ヒロック密度，スパイクの発生に関しては実施例１
と同様の結果が得られた。しかし４％以上のSi含有量を
有する試料は膜中にSiと思われる析出物が生じ表面モル
フォロジーが悪化し、反射率が65％以下となった。Si含
有量４％未満の試料の反射率は80〜95％であり、実施例
８と同様であった。また実施例７と同様に基体表面材料
による選択堆積性も全領域で確認された。

（実施例13） 第３図に示した減圧CVD装置を用いて以下に述べるよ
うな構成の基体（サンプル５−１〜５−179）にAl−Si
膜を形成した。

サンプル５−１の準備 電子供与性である第１の基体表面材料としての単結晶
シリコンの上に、非電子供与性である第２の基体表面材
料としての熱酸化SiO₂膜を形成し、実施例７に示したよ
うなフォトリソグラフィー工程によりパターニングを行
い、単結晶シリコン表面を部分的に露出させた。

この時の熱酸化SiO₂膜の膜厚は7000Å、単結晶シリコ
ンの露出部即ち開口の大きさは３μｍ×３μｍであっ
た。このようにしてサンプル５−１を準備した。（以下
このようなサンプルを“熱酸化SiO₂（以下Ｔ−SiO₂と略
す）／単結晶シリコン”と表記することとする）。

サンプル５−２〜５−179の準備 サンプル５−２は常圧CVDになよって成膜した酸化膜
（以下SiO₂と略す）／単結晶シリコン サンプル５−３は常圧CVDによって成膜したボロンド
ープの酸化膜（以下BSGと略す）／単結晶シリコン、 サンプル５−４は常圧CVDによって成膜したリンドー
プの酸化膜（以下PSGと略す）／単結晶シリコン、 サンプル５−５は常圧CVDによって成膜したリンおよ
びボロンドープの酸化膜（以下BSPGと略す）／単結晶シ
リコン、 サンプル５−６はプラズマCVDによって成膜した窒化
膜（以下Ｐ−S:Nと略す）／単結晶シリコン、 サンプル５−７は熱窒化膜（以下Ｔ−S:Nと略す）／
単結晶シリコン、 サンプル５−８は減圧DCVDによって成膜した窒化膜
（以下LP−S:Nと略す）／単結晶シリコン、 サンプル５−９はECR装置によって成膜した窒化膜
（以下ECR−SiNと略す）／単結晶シリコンである。さら
に電子供与性である第１の基体表面材料と非電子供与性
である第２の基体表面材料の組み合わせにより表３に示
したサンプル５−11〜５−179を作成した。第１の基体
表面材料として単結晶シリコン（単結晶Si），多結晶シ
リコン（多結晶Si），非晶質シリコン（非晶質Si），タ
ングステン（Ｗ），モリブデン（Mo），タンタル（T
a），タングステンシリサイド（WSi），チタンシリサイ
ド（TiSi），アルミニウム（Al），アルミニウムシリコ
ン（Al−Si），チタンアルミニウム（Ai−Ti），チタン
ナイトライド（Ti−Ｎ），銅（Cu），アルミニウムシリ
コン銅（Al−Si−Cu），アルミニウムパラジウム（Al−
Pd），チタン（Ti），モリブデンシリサイド（Mo−S
i），タンタルシリサイド（Ta−Si）を使用した。これ
らのサンプルを第３図に示した減圧CVD装置に入れ、同
一バッヂ内でAl−Si膜を成膜した。

堆積条件は以下の通りである。

第１の堆積工程時、 全圧 0.3Torr DMAH分圧 ３×10^-6Torr Si₂H₆分圧 1.0×10^-7Torr 基体温度 270℃ 第２の堆積工程時、 全圧 0.3Torr DMAH分圧 １×10^-4Torr Si₂H₆分圧 ３×10^-6Torr 基体温度 330℃ である。

このような条件で成膜した結果、サンプル５−１から
５−179までのパターニングを施したサンプル全て、電
子供与性である第１の基体表面にのみAl−Siの堆積が起
こり、7000Åの開口部を完全に埋めつくした。Al−Si膜
の性質は表２で第２の堆積工程の基体温度が330℃のも
のと差異はなく、かつ第２の堆積工程における堆積速度
はいずれの基体に対しても略々0.7μm/分と非常に高速
であった。

（実施例14） 実施例８と同一の手順でDMAHの替わりに、MMAH₂を用
いて、Al−Si膜の堆積を行なった。

基体には、実施例７で示したSiO₂薄膜をパターニング
したSiウエハを用いた。

堆積工程条件は、以下の通りである。

第１の堆積工程時、 反応管圧力 1.5Torr MMAH₂分圧 5.0×10^-5Torr Si₂H₆分圧 1.0×10^-6Torr 基体温度 270℃ 第２の堆積工程時、 反応管圧力 1.5Torr MMAH₂分圧 １×10^-3Torr Si₂H₆分圧 1.0×10^-5Torrである。

実施例８と同様Al−Si膜は7000ÅのSiO₂の開孔部を埋
めつくすことが出来、Al−Siの膜質は、表２の第２の堆
積工程の基体温度が330℃のものと差異はなかった。

また、第２の堆積工程のAl−Siの堆積速度は、略々0.
7μm/分とDMAHを用いた場合と差異はなかった。

（実施例15） 実施例８と同一の手順で、Si₂H₆の替わりにSiH₄を用
いてAl−Si膜の堆積を行なった。

基体には、実施例１で示したSiO₂薄膜をパターニング
したSiウエハを用いた。

堆積条件は、以下の通りである。

第１の堆積工程時、 反応管圧力 1.5Torr DMAH分圧 1.0×10^-5Torr Si₂H₆分圧 5.0×10^-7Torr 基体温度 270℃ 第２の堆積工程時、 反応管圧力 1.5Torr DMAH分圧 1.0×10^-3Torr Si₂H₆分圧 5.0×10^-5Torr 基体温度 330℃である。

実施例８と同様Al−Si膜は、7000ÅのSiO₂の開孔部を
埋めつくすことが出来、Al−Siの膜質は、表２の第２の
堆積工程の基体温度が330℃のものと差異はなかった。

また、第２の堆積工程のAl−Siの堆積速度は、略々0.
7μm/分と大きくSi₂H₆を用いた場合と差異はなかった。

（実施例16） 実施例１と同じ方法によってAl膜を形成したサンプル
を用意した。表１と同一基体温度でSi上へ選択的に堆積
したAl膜の結晶性をＸ線回折法および走査型μ−RHEED
顕微鏡を用いて評価した。

走査型μ−RHEED顕微鏡は、Extended Abstracts of t
he 21th Conference on Solid State Devices and Mate
rials（1989）p.217およびJapanese Journal of Applie
d Physics vol.28.No.11（1989 L2075.）で開示された
手法である。従来のRHEED（Reflection High Energy El
ectron Diffraction、反射高速電子線回折）法では、電
子ビームを試料表面に２〜３°の浅い角度で入射させ回
折電子線により生じる回折パターンから試料表面の結晶
性を評価するものであった。しかし、電子ビーム径が、
100μｍ〜数百μｍもあるため、資料表面の平均的な情
報しか得ることができなかった。走査型μ−RHEED顕微
鏡は、電子ビーム径を0.1μｍまで絞って試料表面の特
定微小領域からの電子線回折パターンを観測することが
できる。また、電子ビームを資料表面上で二次元的に走
査し、回折パターン上の任意の回折斑点強度変化を画像
信号として用いて、回折斑点強度変化による資料表面の
二次元的映像（走査μ−RHEED像）を得ることができ
る。この時、第４図のように回折パターン上の異なる回
折斑点ＡおよびＣを用いた走査μ−RHEED像を観察する
と、試料表面に平行な格子面が、例えば、（100）にそ
ろっていても面内では回転している結晶粒界を区別して
映像化することができる。ここで、回折斑点Ａは、回折
パターンの生じる面と入射電子線の作るサジタル面とが
直交する線上（線ｌ）の回折斑点であり、回折斑点Ｃ
は、線ｌ上にはない回折斑点である。第５図のように、
試料表面に平行な格子面が、例えば（100）ではある
が、結晶粒ｘとｙでは互いに面内で回転している場合、
回折斑点Ａを用いた走査μ−RHEED像では、結晶粒ｘも
ｙも共に強度の強い領域として表示される。一方、回折
斑点Ｃを用いた走査μ−RHEED像では、結晶粒ｘのみ
が、強度の強い領域として表示される。従って、第４図
に示されるような回折斑点ＡとＣを用いた走査μ−RHEE
D像を観察すると観察領域の結晶が面内回転を含んだ多
結晶であるか、単結晶であるかを識別することができ
る。先に示したExtended Abstracts of the 21th Confe
rence on Solid State Devices and Materials（1989）
p.217およびJapanese Journal of Applied Physics vo
l.28.No.11（1989 L2075.）では、Cu薄膜について、例
えば試料表面に平行な格子面が｛100｝であっても｛10
0｝結晶粒の中に面内回転を含んだ結晶粒が存在してい
ることを明らかにしている。

まず、表１の基体温度でSi露出面上に選択的に堆積し
たAl膜の評価を行った。

Si基体表面の結晶方位が（111）面である時、Ｘ線回
折からは、第６図に示すように、Alに関しては、Al（10
0）を示す回折ピークしか観測されなかった。次に走査
型μ−RHEED顕微鏡を用いて選択的に堆積したAl膜の結
晶性を評価した。第７図に示すように表面の形状を示す
走査二次電子像（第７図（ａ））でAlが選択的に堆積さ
れた領域を特定した後、Al（100）面に［001］方向から
電子線を入射させたときに生じる回折パターン上の回折
斑点200（第４図の回折斑点Ａに相当）および回折斑点6
20（第４図の回折斑点Ｃに相当）を用いて走査μ−RHEE
D像（第７図（ｂ）および第７図（ｃ））を観察した。
第７図（ｂ）および（ｃ）に模式的に示されるように選
択的に堆積されたAl膜上で明暗の変化はなく選択的に堆
積したAlは、Al（100）単結晶であることが確認され
た。

また、Si露出面が線状でなくビアホールのような場
合、ビアホール径によらず選択的に堆積したAlは、同じ
くAL（100）単結晶であった。基体温度範囲は、250℃か
ら330℃のものは選択的に堆積されたAlが単結晶になっ
た。

また、Si（111）面がSi基体表面と１°、２°、３
°、４°、５°異なったオフアングルSi（111）基体上
に選択的に堆積したAl膜も上述Si（111）基体上に堆積
した場合と同じく、基体温度が250℃から330℃の範囲の
温度条件では、Al（100）単結晶が堆積した。

Si基体表面の結晶方位が（100）面であるとき、Ｘ線
回折からは、Alに関しては、第８図に示すように、Al
（111）を示す回折ピークしか観測されなかった。第９
図は、SiO₂がライン状にパターニングされSi（100）が
ライン状に露出した基体上のSi露出面のみにAlを選択的
に堆積した場合の走査二次電子像（第９図（ａ））およ
び走査μ−RHEED像（第９図（ｂ）および（ｃ））であ
る。走査μ−RHEED像は、333回折斑点（同図（ｂ））お
よび531回折斑点（同図（ｃ））を用いた。選択的に堆
積したAl膜は、Al（111）単結晶であることが確認され
た。基体温度は、250℃から330℃の範囲のものは選択的
に堆積されたAl膜が単結晶になった。

また、Si（100）面がSi基体表面と１°、２°、３
°、４°、５°異なったオフアングルSi（100）基体上
に選択的に堆積したAl膜も上述Si（111）基体上に堆積
した場合と同じく、基体温度が250℃から330℃の範囲の
温度条件では、Al（111）単結晶が堆積した。

（実施例17） 実施例２に示した方法でSi露出面上へ選択的に堆積し
たAl膜の結晶性をＸ線回折法および走査型μ−RHEED顕
微鏡を用いて評価したところ以下の通りであった。

Si基体表面の結晶方位が（111）面であるとき、Ｘ線
回折からは、第６図に示すように、Al（100）を示す回
折ピークしか観測されなかった。また、選択的に堆積さ
れたAl膜を走査型μ−RHEED顕微鏡で観察したところ実
施例１と同様Al（100）単結晶であった。

また、Si（111）面がSi基体表面と１°、２°、３
°、４°、５°異なったオフアングルSi（111）基体上
に堆積したAl膜も上述Si（111）基体上に堆積した場合
と同じく、第１および第２の基体温度が250℃から330℃
の範囲の温度条件では、Al（100）単結晶が堆積した。

Si基体表面の結晶方位が（100）面であるとき、Ｘ線
回折からは、Alに関しては、第８図に示すように、Al
（111）を示す回折ピークしか観測されなかった。ま
た、選択的に堆積されたAl膜を走査型μ−RHEED顕微鏡
で観察したところ実施例１と同様Al（100）単結晶であ
った。

表２の第２の基体温度範囲のなで、基体温度が270℃
から330℃の範囲のものは堆積したAl膜が単結晶になっ
た。

また、Si（100）面がSi基体表面と１°、２°、３
°、４°、５°異なったオフアングルSi（100）基体上
に堆積したAl膜も上述Si（111）基体上に堆積した場合
と同じく、第２の基体温度が270℃から330℃の範囲の温
度条件では、Al（111）単結晶が堆積した。

（実施例18） 実施例３の方法で選択的に堆積したAl膜の結晶性を評
価した。実施例１の場合と同じく表１の第１および第２
の基体温度が250℃から330℃の範囲の温度条件では、Si
（111）基体上ではAl（100）単結晶、Si（100）基体上
ではAl（111）単結晶が堆積した。

（実施例19） 実施例４の方法で選択的に堆積されたAl膜の結晶性を
調べた。実施例１の場合と同じく表２の第２の基体温度
が270℃から330℃の範囲の温度条件では、Si（111）基
体上ではAl（100）単結晶、Si（100）基体上ではAl（11
1）単結晶が堆積した。

（実施例20） 実施例５に示したLP−CVD法で選択的に堆積したAl膜
の結晶性は以下の通りであった。

実施例16と同様の観察方法による走査μ−RHEED顕微
鏡観察から、第１の基体材料がSi（111）であるとき、
第２の基体材料がＴ−SiO₂，SiO₂,BSG,PSG,BPSG,P−Si
N,T−SiN,LP−SiN,ECR−SiNいずれの場合も選択的に堆
積したAlは、Al（100）であった。また、第１の基体材
料がSi（100）であるとき、第２の基体材料がＴ−Si
O₂，SiO₂,BSG,PSG,BPSG,P−SiN,T−SiN,LP−SiN,ECR−S
iNいずれの場合も選択的に堆積したAl膜は、Al（111）
であった。

第１の基体材料がTiNであるとき、第２の基体材料が
Ｔ−SiO₂，SiO₂,BSG,PSG,BPSG,P−SiN,T−SiN,LP−SiN,
ECR−SiNいずれの場合も選択的に堆積したAl膜は、Ｘ線
回折測定から、Al（111）に配向しており、また加速電
圧80kVもしくは100kVの電子線を用いた従来の反射高速
電子回折パターン観察から、Al（111）に係わる回折斑
点が強く観察された。

［発明の効果］ 以上説明したように、本発明によれば、低抵抗，緻
密，かつ平坦なAlもしくはAl−Si膜を基体上に選択的
に、かつ、高速に堆積させることができた。

【図面の簡単な説明】

第１図は本発明による堆積膜形成法における膜形成の素
子を示す模式図、 第２図は本発明を適用可能な堆積膜形成装置の一例を示
す模式図、 第３図は本発明を適用可能な堆積膜形成装置の他の例を
示す模式図、 第４図は走査形μ−RHEEDを説明する模式図、 第５図は走査形μ−RHEED像による結晶粒観察結果を示
す模式図、 第６図はSi（111）基体上のＸ線回折パターン、 第７図はSi（111）基体上に選択堆積されたAl膜の走査
二次電子像および走査形μ−RHEED像を示す図、 第８図はSi（100）基体上のＸ線回折パターン、 第９図はSi（100）基体上に選択堆積されたAl膜の走査
二次電子像および走査μ−RHEED像を示す図である。 １…基体、２…反応管、３…基体ホルダ、４…ヒータ、
５…混合器、６…気化器、７…ゲートバルブ、８…スロ
ーリークバルブ、９…排気ユニット、10…搬送室、11…
バルブ、12…排気ユニット、50…石英製外側反応管、51
…石英製内側反応管、52…原料ガス導入口、53…ガス排
気口、54…金属製フランジ、56…基体保持具、57…基
体、58…ガスの流れ、59…ヒータ部。

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (51)Int.Cl.⁶ 識別記号 庁内整理番号 ＦＩ 技術表示箇所 Ｈ０１Ｌ 21/285 ３０１ Ｈ０１Ｌ 21/285 ３０１Ｍ 21/3205 21/88 Ｎ

Claims (10)

(57)【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】熱CVD法によりアルミニウムを主成分とす
   る膜を形成するための堆積膜形成法において、 電子供与性の表面（Ａ）と非電子供与性の表面（Ｂ）を
   有する基体を堆積膜形成用の空間に配する工程、 アルキルアルミニウムハイドライドのガスと水素ガスと
   を前記堆積膜形成用の空間に導入する工程、および 前記アルキルアルミニウムハイドライドの分解温度以上
   でかつ450℃以下の範囲内に前記電子供与性の表面
   （Ａ）を維持し、膜形成の初期において温度を低くその
   後高くなるように温度を変化させること、または膜形成
   の初期においてアルキルアルミニウムハイドライドの分
   圧を低くその後高くなるように分圧を変化させることの
   うち、少なくともいずれか一方により、アルミニウムの
   堆積速度を変化させてアルミニウム膜を該電子供与性の
   表面（Ａ）に選択的に形成する工程を有することを特徴
   とする堆積膜形成法。
2. 【請求項２】前記アルキルアルミニウムハイドライドが
   ジメチルアルミニウムハイドライドであることを特徴と
   する請求項１に記載の堆積膜形成法。
3. 【請求項３】前記アルキルアルミニウムハイドライドが
   モノメチルアルミニウムハイドライドであることを特徴
   とする請求項１に記載の堆積膜形成法。
4. 【請求項４】前記電子供与性の表面は、金属またはその
   シリサイドの表面であることを特徴とする請求項１に記
   載の堆積膜形成法。
5. 【請求項５】前記電子供与性の表面は、タングステン、
   モリブデン、タンタル、タングステンシリサイド、チタ
   ンシリサイド、アルミニウム、アルミニウムシリコン、
   チタンアルミニウム、チタンナイトライド、銅、アルミ
   ニウムシリコン銅、アルミニウムパラジウム、チタン、
   モリブデンシリサイド、タンタルシリサイドから選ばれ
   ることを特徴とする請求項１に記載の堆積膜形成法。
6. 【請求項６】熱CVD法によりアルミニウムを主成分とす
   る膜を形成するための堆積膜形成法において、 電子供与性の表面（Ａ）と非電子供与性の表面（Ｂ）を
   有する基体を堆積膜形成用の空間に配する工程、 アルキルアルミニウムハイドライドのガスとシリコンを
   含むガスおよび水素ガスとを前記堆積膜形成用の空間に
   導入する工程、および 前記アルキルアルミニウムハイドライドの分解温度以上
   でかつ450℃以下の範囲内に前記電子供与性の表面
   （Ａ）を維持し、膜形成の初期において温度を低くその
   後高くなるように温度を変化させること、または膜形成
   の初期においてアルキルアルミニウムハイドライドの分
   圧を低くその後高くなるように分圧を変化させることの
   うち、少なくともいずれか一方により、シリコンを含む
   アルミニウムの堆積速度を変化させてシリコンを含むア
   ルミニウム膜を該電子供与性の表面（Ａ）に選択的に形
   成する工程を有することを特徴とする堆積膜形成法。
7. 【請求項７】前記アルキルアルミニウムハイドライドが
   ジメチルアルミニウムハイドライドであることを特徴と
   する請求項６に記載の堆積膜形成法。
8. 【請求項８】前記アルキルアルミニウムハイドライドが
   モノメチルアルミニウムハイドライドであることを特徴
   とする請求項６に記載の堆積膜形成法。
9. 【請求項９】前記電子供与性の表面は、金属またはその
   シリサイドの表面であることを特徴とする請求項６に記
   載の堆積膜形成法。
10. 【請求項１０】前記電子供与性の表面は、タングステ
    ン、モリブデン、タンタル、タングステンシリサイド、
    チタンシリサイド、アルミニウム、アルミニウムシリコ
    ン、チタンアルミニウム、チタンナイトライド、銅、ア
    ルミニウムシリコン銅、アルミニウムパラジウム、チタ
    ン、モリブデンシリサイド、タンタルシリサイドから選
    ばれることを特徴とする請求項６に記載の堆積膜形成
    法。