JPH03183770A - 堆積膜形成法 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。

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へ４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（１）もしくはＡβ
−Ｓｉ等が用いられてきた。ここで、Ａβ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、ＳＬ
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　％の集積回路の集積度が増大し、配
線の微細化や多層配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Ａ４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、エツ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ピア
ホール中へ堆積されなければならない。４Ｍｂｉｔや１
６ＭｂｉｔのＤＲＡＭ　（ダイナミックＲＡＭ）などで
は、Ａβ等の金属を堆積しなければならないピアホール
のアスペクト比（ピアホール深さ÷ピアホール直径）は
１．０以上であり、ピアホール直径自体も１ｕ１１以下
となる。従って、アスペクト比の大きいピアホールにも
八４を堆積できる技術が必要とされる。

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、エツ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　（ｃｈｅｍｉｃ
ａｌｖＢｐｏｒ　Ｄｅｐｏｓｉｔｉｏｎ）法が提案され
ているが、ブラズマＣＶＤや光ＣＶＤ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、ピアホール内での堆積が起き
易いと期待できる。

このためへβ膜の形成方法として熱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Ｊｏｕｒｎａ
ｌ　ｏｆ　ＥｌｅｃｔｒｏｃｈｅｍｉｃａｌＳｏｃｉｅ
ｔｙ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 成膜温度２６０℃，反応管圧力０．　５ｔｏｒｒで成膜
し、３、４μΩ・ｃＩｌｌの膜を形成している。

しかしながら、この方法ではＡＩｌの表面平坦性が悪く
、しかもピアホール内のＡｌ１は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Ａ４を堆積することができる。この場合にはＴＩＢ
Ａ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　Ｓｏｃｉ
ｅｔｙ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オール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八β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５００人／分の堆積速度で得ら
れるだけで、量産化に必要なスルーブツトを実現するこ
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（Ｔ
ＭＡ）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ｌ堆積が試みられているが　やけｎプラでマｅ
埠＊ＦＢいスかめ誌看力Ｓ諧雑となり、かつ枚葉型装置
であるため、スルーブツ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Ａｌ１の堆積膜形を行う
ことができたとしてもＡ４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
ブツ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Ｊ 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堆積膜形成方法は、
（ｎ）雪早枇ム性の書面か右す＾其汰か惟横腹形成用の
空間に配する工程、 （ｂ）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 （ｃ）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
表面の温度を維持し、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。

さらに本発明堆積形成方法は、（ａ）電子供与性の表面
を有する基体を堆積膜形成用の空間に配する工程、 （ｂ）アルキルアルミニウムハイドライドのガスとＳＬ
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 （ｃ）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
表面の温度を維持し、アルミニウムの堆積速度を変化さ
せてアルミニウムシリコン膜を該電子供与性の表面に形
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、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、Ａβま
たはＡβ−８ｌ膜を形成し、しかも膜形成時にＡβの堆
積速度を変化させる。

そのために、緻密なＡ４またはＡｊ２−３Ｌ膜を基体上
、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説す
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９分
解反応な生ぜしめる手段、雰囲気ガス等の条件により大
きく変化する。

例えば、Ｍ−Ｒ１（Ｍ：Ｉ［［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−Ｃｌ３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ＣＪ４とに分解する。

また、 同じエチル基のつい たトリエチルアル主ニウム は、 熱分解では ＾１−ＣＪｓ結合の切断されるラジ カル分解である。

しかし１ｃＪｅ の結合したイソト リブチルアル主ニウム はβ離脱する。

ＣＨ。

基と ＾ぶとからなるトリメチルアルミニウ ム（ＴＭ＾）は、室温で二量体構造 を有しており、熱分解は＾、Ｑ−ＣＩ＋、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＾ｌを生成す
る。しかし略々　３００℃以上の高温では、雰囲気に■
、が存在してもＣＨ３基がτＭＡ分子からＨを引抜き、
最終的に＾ｎ−ｃ化合物が生ずる。

また、ＴＭ＾の場合、光もしくはＨ２雰囲気高周波（略
々１３．■ＭＨｚ）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つのへ１間の橋掛ＣＨｓのカッ
プリングによりｃａＨｓが生ずる。

要は、最も単純なアルキル基であるＣＨ３基。

ｃａＨｓ基または１ｃ４Ｈｓ基と＾ぶまたは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０例えば
、トリイソブチルアルミニラム から八４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
モルフオリノが劣っている。また、熱処理によるヒロッ
ク発生、Ａｌ１とＳＬとの界面でのＳＬ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、膜形式条件設定が
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Ｈ１基体として電子供与性の表面を有す
る基体、基体温度として電子供与性表面の温度が、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、表面平坦性および
緻密性に優れたＡｌ１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ｉ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０例えばＤＭＡＨを光ＣｖＤにより
Ａ４を堆積させる例では、表面そルフォロジに劣り、抵
抗値も数μΩ〜ｌＯμΩ・Ｃ−とバルク値（２，７μΩ
・Ｃ＋ａ）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ｌあるいはＡｎ−ＳＬ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（ＭＭＡＨｍ） と、かつ反応ガスとしてＨａ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Ａｌ１膜を形成する。

あるいは、これにＳＬを含むガスを使用しＡβ−ＳＬ膜
を形成する。

本発明の適用可能な基体は、ｌの堆積する表面を形成す
るための第１の基体表面材料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、■族元素としてのＧａ、Ｉｎ、　
Ａｌ２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ｍ−ｖ族化合物
半導体、あるいは金属９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。

このような構成の基体に対して、ｌは原料ガスとＨ，ど
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Ｈ８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。ＭＭＡＨｉ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１あるいはＡｌ−５ｉが堆積可能で
ある。

ＭＭＡＨｉ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
は数百人／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
ＤＭＡＩ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Ａｌ２あるいはＡ
β−Ｓｉ膜の成長の様子を示す。

第１図（ａ）は本発明によるｌ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
なる基板である。

原料ガスとしてのＤＭＡＨ，ＳＬ、Ｈ，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Ａβ−３
Ｌが析出し、第１図（ｂ）に示すようにＡｌ２−３Ｌの
連続膜が形成される。

次いで、第２の堆積条件でＡｌ２−５ｉ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
うになる。

モしてオーシ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．ＯｕΩ・ＣＩｌとＡｌ２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１ｕｍであっても、その抵抗率はやはり室温
で略々２．７〜３．０μΩ・ｃｍとなり、厚膜でも十分
に緻密な膜が形成される。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Ａβ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ＳＬを含む
ガスを付加したものを用いてＡｆｆ−Ｓｉを堆積させる
ことを見い出したことに加え、八４あるいはＡｌ−３Ｌ
膜の形成において高スルーブツト化を計るために、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な劣下させることなく高スル
ーブツト化が達成し得る。

第２図はＡｌ２あるいはＡβ−３Ｌ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Ａβ−８１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０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。モしてヒータ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ｌの搬送系は以下のように構成される。

ｌＯ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ｌ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Ａ
ｒ　（もしくは他の不活性ガス）でバブリングを行い、
気体状ＤＭＡＨ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、ＭＭＡＨｇでもよいが、蒸気
圧が室温でＩＴｏｒｒとなるのに十分なりＭＡＨが最も
好ましい。また、ＤＭＡＨとＭＭＡＨｇを混合させて用
いてもよい。

また、Ａβ−Ｓｉ膜を形成する際の第２の原料ガスとし
てのＳＬを含むガスとしては、５ｉＪａ、ＳｉＨ４゜５
ｉｓＨｓ、　５ｉ（ｃＨｉ）４．ＳｉＣ１２４，５ｉＨ
ｉＣＩ２ｉ、　ＳｉＨｍＣ尼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５ｉＪａ
が最も望ましい。Ｈ８またはＡｒで希釈された５ｉｉＨ
ｓ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 ＤＭＡ８分圧　１．５　Ｘ　１０−’ＴｏｒｒＳ１分圧
　　２．ＯＸ　１０−’Ｔｏｒｒ基体温度　１６０℃−
４５０℃ の条件下でＡβ−Ｓｉ膜を電子供与性材料表面上に堆積
することができる。　４００λの膜厚であっても連続、
かつ抵抗率もＡβのバルク値にほぼ等しい２．７−３．
０μΩ’　ｃｍである。基体温度２７０℃−３５０℃の
時、堆積速度は１００−８００人／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
Ａ８分圧を高くすることが考えられる。例えば、基体温
度３３０℃、ＤＭＡＩ（分圧１０−”Ｎ１０−”Ｔｏｒ
ｒ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、
ｌＯ〜３０％程度のｉあるいはＡｌ２−３Ｌ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横腹形成
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Ａｌ２あるいは
Ａｌ２−５Ｌ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ｌあるいはＡβ−Ｓ
Ｌ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℃〜３５
０℃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ｌＯ°”
〜７６０Ｔｏｒｒ好ましくは５Ｘ１０−”〜５Ｔｏｒｒ
において、基体温度は、２７０〜３５０℃、好ましくは
２７０〜３００℃、ＤＭＡ０分圧は、全圧力の１．３　
Ｘｌ０−’〜１．３　Ｘｌ０−”倍、好ましくは１．３
×１０−’〜１．３　Ｘｌ０−’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−”〜７６０Ｔｏｒｒ好ましくは５×ｌ〇−
諺〜５Ｔｏｒｒにおいて、基板温度は、２７０〜３５０
℃、好ましくは３００〜３５０℃、ＤＭＡ０分圧は全圧
力の１．３Ｘ１０す〜１．３　Ｘｌ０−”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　Ｘｌ０−’〜１．３Ｘ１０す倍とい
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ＤＭＡＨの分圧を上げて行ってもよいし、Ｄ
ＭＡＨ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１００〜２００大の連
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０．１〜１μｒｍ　／ｌｌｌ１ｎ
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１００〜２００人の連続平坦か
つ高品質膜が形成され、第２の堆積条件では、すでに連
続かつ平坦なｌ　（または１−３Ｌ）が形成されている
ので、０．１〜１μ−７分の高堆積速度で、ｌ　（また
はｌ−５Ｌ）を憎瑞さ什でも一軍垣め）っ惠晶譬の蒲贈
を般膚することができる。

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Ａｌ２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Ａβ−３ｉ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０本発明によるｌ　−３Ｌ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ＤＭＡＨとＨ８および５ｉＪｓ等のＳＬ原料ガス
とを添加することによりＳＬを０．５〜２．０％を含む
１−３Ｌ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０．０５〜７
６０Ｔｏｒｒ　、望ましくは、０．１〜Ｇ、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、２７０〜３００℃、ＤＭＡ０分
圧は、反広管圧力の４序の１４　ＸＩｎ−６〜１１ソ１
ｏす嬉　ｑましくは１．３ｘ　１０−”　Ｎ１．３　ｘ
　１０−’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　Ｘｌ０
−’−１，３ＸＩＯす倍、望ましくは１．３Ｘ　１０−
’〜１．３　Ｘｌ０−”倍である。５ｉＪｓ分圧は、第
１．第２の堆積条件と共に、反応管圧力のＩ　Ｘ　１０
−’　〜Ｉ　Ｘ　１０−’倍の範囲であり、Ａ４−３Ｌ
が電子供与性表面上に高速に堆積する。

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Ａｌ２−３ｉ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
しくいずれも図示せず）、原料ガスは原料ガス導入口５
２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、Ａβ−ＳＬ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をエレ
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Ａｌ２
−３Ｌ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Ａｎ−３Ｌが形成されるので、その後、０．
２〜Ｉｕｍ／分の高速堆積条件でＡ４−３ｉを堆積して
も表面平坦性等の膜質は劣化せず、高品質のＡｌ２−Ｓ
ｉ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Ａｌ２−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Ａβ−Ｓｉ膜は、高速で堆積したにもかかわらず、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
部のアロイビットの減少 ■表面平坦性の向上 ■ピアホール内の抵抗およびコンタクト抵抗の向上 ／ｉｈ　Ｅｌ　ｉ０丁６ｉ１　ｒｂ　ｔＴ＋　・ｋ　ｋ
ｎＴｍ　ｉｎ　％　ｍ　イＰこのように高品質のＡβ−
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ブツ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Ａβ−Ｓｉを堆積するこ
とができるが、高速堆積の効果はスルーブツト向上に大
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ＣＶＤ
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Ａｌ２−３Ｌ堆積では０．２〜１μ
ｌ１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０．２〜１
μ−７分の高速で高品質のＡｌ２−ＳＬを堆積する：ｐ
ンが″ｒ＄１法Ｌ７惠プループーｊトか騨世六力、スＧ
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Ａβ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Ｉ　Ｘ　１０−’Ｔｏｒｒに排気する。

ただし反応管２内の真空度はＩ　Ｘ　１０−’Ｔｏｒｒ
より悪くても八βは成膜する。

Ｓｉウェハな洗浄後、搬送室ｌＯ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−’
Ｔｏｒｒに排気し、その後ゲートバルブ１３を開はウェ
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−’Ｔｏ
ｒｒ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Ｈ８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、ＤＭＡＩラインよりＤ
ＭＡＨを反応管内へ導入する。全圧は略々１．５　Ｔｏ
ｒｒであり、ＤＭＡ８分圧を略々１．５　Ｘ　１０−’
Ｔｏｒｒとする。ＤＭＡＨを反応管２に導入するとＡ℃
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ｉｏｏ〜２００人程度の連続ＡＩ２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、ＤＭＡ８分圧を
略々１×１０°”Ｔｏｒｒ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０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Ａ
β成膜手順の概略である。

Ｓｉウェハを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 ＤＭＡ８分圧　　１．５　Ｘ　１０−’Ｔｏｒｒ第２の
堆積工程時、 全圧　　　　１．５　Ｔｏｒｒ ＤＭＡ８分圧　　１．５　Ｘ　１０−”Ｔｏｒｒなる条
件でＡｒ１膜を堆積した。

基板温度を１３水準に変化して堆積したＡβ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Ｓｉ
ウェハ上にはＡｌ１が堆積した。

（以下余白） 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、０．５〜１．０μｌ１ｌ１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Ａβ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　　　　１．５　Ｔｏｒｒ ＤＭＡ１分圧　　１．ＯＸ　１０−’Ｔｏｒｒ基体温度
　　２７０℃または３００℃ 第２の堆積工程時、 全圧　　　　１．５　Ｔｏｒｒ ＤＭＡ１分圧　　１．ＯＸ　１０””Ｔｏｒｒ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Ａｊ２膜の
各種評価結果を表２に示第１の堆積工程の基体温度が２
７０℃、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０．５〜１．０μｌｌ１１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８０〜９
５％の反射率を有する表面平坦性の高いＡＩ２膜が形成
できた。

（以下余白） （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Ｈ
２でな（Ａｒとし、Ａｇ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＜１６０℃〜４５０℃の温度範囲においてＳ
ｉウェハ上にＡｇが堆積した。

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、０．５〜１．０μｆｆｌ／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
１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Ｈ
２でなくＡｒとし、ｌ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。

２の堆積工程における基体温度が３００℃を越えると、
０．５〜１．０μｆｆｉ／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Ａｉｌ膜が形成でき
た点である。

（実施例５） 第３図に示した減圧ＣＶＯ装置を用いて以下に述べるよ
うな構成の基体にＡｇ膜を形成した。すなわち、基体と
して、Ｓｉウェハ上に次の１７種の薄膜を形成したもの
を用いた。

（１）多結晶シリコン（多結晶ＳＬ）　、　（２）非晶
質シリコン（非晶質Ｓｉ）、　（３）タングステン（Ｗ
）、（４）モリブデン（ＭＯ）、（５）タンタル（Ｔａ
）　、　（６）タングステンシリサイド（ＷＳｉ）、　
（７）チタンシリサイド（ＴｉＳ１）＋（８）アルミニ
ウム（Ａｌ２　）、　（９）アルミニウムシリコン（Ａ
ｇ−５Ｌ）、　（１０）チタンアルミニウム（Ａｇ−Ｔ
ｉ）。

（１１）チタンナイトライド（Ｔｉ−Ｎ）、　（１２）
銅（ｃｕ）。

（１３）アルミニウムシリコン銅（Ａｇ−ＳＬ（：ｕ）
、　（１４）マ　＋１．Ｓ　　−＾　７．　　Ｉｆ　　
＝Ｉ　Ｓ５　　＾　ｔ−ＩＡ　ｎ−ｏＡｓ　　　／Ｉｆ
、Ｓ　　　４　　々　〜ノ（Ｔｉ）、　（１６）モリブ
デンシリサイド（Ｍｏ−３Ｌ）　、　（１７）タンタル
シリサイド（Ｔａ−３Ｌ）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、同一バッチ
内でＡβ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　　　　０．３　Ｔｏｒｒ ＤＭＡ１分圧　　３　Ｘ　１０−’Ｔｏｒｒ基体温度　
　２７０℃ 第２の堆積工程時、 全圧　　　　０．３　Ｔｏｒｒ ＤＭＡ１分圧　　Ｉ　Ｘ　１０−’Ｔｏｒｒ基体温度　
　３３０℃ である。

このような条件で成膜したＡｌ２膜の膜質は表２で第２
の堆積工程の基体温度が３３０’Ｃ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０．７μｍ１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ＭＭＡＨ＊を
用いて、Ａβ膜の堆積を行なった。

基体には、実施例１で示したＳｉＯ□薄膜をパターニン
グしたＳｉウェハを用いた。

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 ＭＭＡＨ！分圧　５　Ｘ　１０−’Ｔｏｒｒ基体温度　
　２７０℃ 第２の堆積工程時、 反応管圧力　１．５Ｔｏｒｒ ＭＭＡＨ＊分圧　１．ＯＸ　１０−”Ｔｏｒｒである。

堆積したＡｌ２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Ａβの堆積速度は、略々０．７
μｍ１分とＤＭＡＨを用いた場合と差異はなかった。

（実施例７） まずＡβ−ＳＬ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．ＯＸ　１０−”Ｔｏｒｒに排気する。反
応管２内の真空度が１．ＯＸ　１０−”Ｔｏｒｒより悪
くてもＡｌ２−３ｉ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Ｓ
ｉウェハを搬送室に装填する。搬送室を略々１、ＯＸ　
１０−’Ｔｏｒｒに排気してその後ゲートバルブ１３を
開は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１
３を閉じ反応室２の真空度が略々Ｉ　Ｘ　１０−”Ｔｏ
ｒｒ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。Ｄ
ＭＡＨラインのキャリアガスはＡｒを用いた。第２ガス
ラインはＨ３用、第３のガスラインは５ｂＨｓ用とする
。

第２ガスラインからＨ８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に通電しり、ハル知能ナス　内−１
ｉ遍廖義（番四ハ□□□廖１啼論「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、ＤＭＡＩ（分圧を略々１．５　
Ｘ　１０−’Ｔｏｒｒとする。５ｆｔＨａ分圧は２×１
０−’Ｔｏｒｒとする。ＳｉｔＨｍとＤＭＡＨを反応管
２に導入するとＡｌ２−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１００−２００人程度の連続Ａｌ２−
５Ｌ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、ＤＭ
Ａ１分圧を略々１．ＯＸ　１０−”Ｔｏｒｒとする。所
定の堆積時間が経過した後ＤＭＡＨおよび５ｉＪｓ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。Ｈ□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ウェ
ハな取り出す。以上がＡｌ２Ｉｉ膜の概略である。

Ｓｉウェハを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枚の試料に対し第１の
堆積工程時、 全圧　　　　１．５Ｔｏｒｒ ＤＭＡ８分圧　　１．５　Ｘ　１０−＠ＴｏｒｒＳｉＪ
ａ分圧　２．ＯＸ　１０−’Ｔｏｒｒ第２の堆積工程時
、 全圧　　　　１　、５Ｔｏｒｒ ＤＭＡ８分圧　　１．ＯＸ　１０−”ＴｏｒｒＳｉＪｅ
分圧　１．５　Ｘ　１Ｇ−＠Ｔｏｒｒなる条件でＡｌ２
−３ｉ膜を堆積した。

基板温度を１３水準に変化して堆積したＡｌ２−３ｔ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Ｓｉ
ウェハ上にＡｌ２−ＳＬが堆積した。

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Ａβ−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 ＤＭＡ８分圧　　１．ＯＸ　１０−’ＴｏｒｒＳｉｉＨ
ｓ分圧　１．５　Ｘ　１０−’Ｔｏｒｒ基体温度　　２
７０℃または３００℃ 第２の堆積工程時、 全圧　　　　１．５Ｔｏｒｒ ＤＭＡ８分圧　　１．ＯＸ　１０−”ＴｏｒｒＳｉ＊Ｈ
ａ分圧　１．５　Ｘ　１０−’Ｔｏｒｒ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Ａ
ｌ２−３Ｌ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、０．５〜１．０μｍ１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、８０−９
５％の反射率を有する表面平坦性の高いＡβ−３Ｌ膜が
形成できた。

（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 ＤＭＡ８分圧　　１．ＯＸ　１０−’Ｔｏｒｒ基体温度
　　２７０℃ 第２の堆積工程時、 全圧　　　　１．５Ｔｏｒｒ ＤＭＡ８分圧　　１．ＯＸ　１０−”Ｔｏｒｒ基体温度
　　３３０℃ とし、Ｓｉ＊Ｈｓ分圧を各工程におけるＤＭＡ８分圧の
３　Ｘ　１０−’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Ａβ−Ｓｉ膜中のＳｉ含有量（ｗｔ％）は０
、００５％から５％まで５ｉｔＨａ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ｌ＋宙ｉ＊Ｊ
Ｂ１１　しｆｉ１ｍｍ＆田Ｊ、（ａｌ　／”　Ｊ−Ｉ　
Ｊｂ　　Ｉ　Ｊ％　ｌ　　Ａ　ａ／組以上Ｓｉ含有量を
有する試料は膜中にＳＬと思われる析出物が生じ表面モ
ルフオロジーが悪化し、反射率が６５％以下となった。

ＳＬ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。

（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、とし、　ＡＡ−３Ｌ堆積を行なった。

第２のガスラインからは、Ｈ３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Ｓｉウェハ上にＡ氾−ｓｉ
が堆積した。

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．ＯＡＬｍ／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Ａｌ２−３ｉ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） 古体ωＩＱシ面書−壬藺π　ｎｕムＵの土ｍｌ＋フボ１
のみをＨ２ではなくＡｒとし、　Ａβ−５ｉ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
〜１．０μｍ１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℃、３５０℃の場合でも、８０−９５％の反射率
を有する表面平坦性の高いＡｌ２−ＳＬ膜が形成できた
点である。

（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、　Ａｌ２−３ｉ堆積を行なった
。

第２のガスラインはＨ３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 ＤＭＡ８分圧　　１．ＯＸ　１０−’Ｔｏｒｒ基体温度
　　２７０℃ 第２の堆積工程時、 全圧　　　　１．５Ｔｏｒｒ ＤＭＡ８分圧　　１．ＯＸ　１０−”Ｔｏｒｒ基体温度
　　３３０℃ とし、Ｓｉ＊Ｈｓ分圧を各工程におけるＤＭＡ８分圧の
３　Ｘ　１０−’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Ａｌ２−３ｉ膜中のＳｉ含
有量（ｗｔ％）は０．００５％から５％まで５ｉｔＨｓ
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ＳＬ含有量を有する試料は膜中にＳＬ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。ＳＬ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。

（実施例１３） 第３図に示した減圧ＣＶＯ装置を用いて以下に述べるよ
うな構成の基体にＡｌ２−５Ｌ膜を形成した。

すなわち、基体として（１）多結晶シリコン（多結晶Ｓ
Ｌ）、　（２）非晶質シリコン（非晶質Ｓｉ）、　（３
）タングステン（Ｗ）、（４）モリブデン（Ｍｏ）、（
５）タンタル（Ｔａ）、（６）タングステンシリサイド
（ＷＳｉ）、　（７）チタンシリサイド（ＴｉＳｉ）、
　（８）アルミニウム（Ａ氾）。

（９）フルミニラムシリ：Ｉ　：／　（Ａｌ２−Ｓｉ）
、　（１０）チタンアルミニウム（Ａｌ２−Ｔｉ）、　
（１１）チタンナイトライド（Ｔｉ−Ｎ）、　（１２）
銅（ｃｕ）、　（１３）アルミニウムシリコン銅（Ａｌ
２−３Ｌ−Ｃｕ）、　（１４）アルミニウムパラジウム
（八β−Ｐｄ）　、　（１５）チタン（Ｔｉ）、　（１
６）モリブデンシリサイド（Ｍｏ−３ｉ）　、　　（１
７）タンタルシリサイド（丁ａ−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
、同一バッチ内でＡβ−ＳＬ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、 仝ｌ”Ｆ　　　　　　　　ｎ　　’４　　ＴｔｓＦＰＤ
ＭＡＨ分圧 ５ｉＪｓ分圧 基体温度　　２７０℃ 第２の堆積工程時、 全圧　　　　０．３　Ｔｏｒｒ ＤＭＡ８分圧　　Ｉ　Ｘ　１０−’ＴｏｒｒＳｉＪｓ分
圧　３　Ｘ　１０−’Ｔｏｒｒ基体温度　　３３０℃ １、ＯＸ　１０−’Ｔｏｒｒ ３　　Ｘ　１０−’Ｔｏｒｒ である。

このような条件で成膜したＡｌ２−３ｉ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０．７μｍ１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、ＭＭＡＨ
ｉを用いて、１−３Ｌ膜の堆積を行なった。

基体には、実施例７で示したＳｉｎ、薄膜をパターニン
グしたＳｉウェハを用いた。

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 ＭＭＡＨ＊分圧　５．　ＯＸ　１０−’ＴｏｒｒＳｉＪ
ａ分圧　１．ＯＸ　１０−’Ｔｏｒｒ基体温度　　２７
０℃ 第２の堆積工程時、 反応管圧力　１．５Ｔｏｒｒ ＭＭＡＨＩ分圧　Ｉ　Ｘ　１０−”ＴｏｒｒＳｉＪｍ分
圧　１．ＯＸ　１０−’Ｔｏｒｒ　　である。

堆積したＡｌ２−ＳＬ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Ａβ−ＳＬの堆積速度は、略々
０．７μｍ１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、Ｓｉ＊Ｈｓの替わりに５ＬＨ
ａを用いてＡβ−ＳＬ膜の堆積を行なった。

基体には、Ｓｉウェハを用いた。

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 ＤＭＡ８分圧　　１．ＯＸ　１０−’ＴｏｒｒＳｉｉｎ
ｓ分圧　５．ＯＸ　１０−’Ｔｏｒｒ基体温度　　２７
０℃ 第２の堆積工程時、 反応管圧力　１　、５Ｔｏｒｒ ＤＭＡ８分圧　　１．ＯＸ　１０−”ＴｏｒｒＳｉＪ、
分圧　５．ＯＸ　１Ｇ−’Ｔｏｒｒ基体温度　　３３０
℃　である。

堆積したＡｎ−ＳＬ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ＡＩ！、　−３ｔの堆積速度は
、略々０．７μｍ／分と太き（ＳＬＪａ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Ａβ膜を形成したサンプル
を用意した。各サンプル即ち実施例１と同じ各成膜条件
において、Ｓｉウェハへ堆積したへβ膜の結晶性をＸ線
回折法および反射電子線回折法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４図に示すように、八４に関してはｉ
　（１００）を示す回折ピークしか観測されなかった。

また、加速電圧８０ｋＶもしくは、１００ｋＶの電子線
を用いた反射高速電子線回折では、第５図のようにＡβ
（１００）を示す単結晶スポットが観察された。第５図
（ａ）はＡｌ２　（１００）に［００１３方向から電子
線を入射した時の回折パターン、同図（ｂ）はＡｎ　（
１００）に［００１］方向から電子線を入射した時の回
折パターンである。すなわち、５Ｌ（１１１）基体上の
Ａβ膜は（１００）面を持つ単結晶であった。表１の第
１および第２の基体温度範囲のなかで、２５０℃から３
３０℃の範囲のものは堆積したｌ膜が単結晶となってい
た。

また、５ｉ（１１１）面がＳｉ基体表面と１°　２′″
２　・　　　　　Ａ　＠　　　　　く　・　　Ｉ！！　
　すＰ　＋　ナー　っト　−７７１ノ　／／　　＋Ｌぐ
Ｊ／ｌｌｌ　１基体上に堆積したＡβ膜も上述した５Ｌ
（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、ｉ　（１０Ｇ）単結晶が堆積した。

Ｓｉ基体表面の結晶方位が（ｉｏｏ）面であるとき、Ｘ
線回折からは、第６図に示すように、Ａｌ２に関しては
、　　Ａｌ２（１１１）を示す回折ピークしか観測され
なかった。また、加速電圧８０ｋＶもしくは、１００ｋ
Ｖの電子線を用いた反射高速電子線回折では、Ａｌ２（
１１１）を示す単結晶スポットが観察された。すなわち
、ＳＬ　（１００）基体上のＡβ膜は（１１１）面をも
つ単結晶であった０表１の第１および第２の基体温度範
囲のなかで、２５０℃から３３０℃の範囲のものは堆積
したｌ膜が単結晶になっていた。

また、ＳＬ　（１０Ｇ）面がＳｉ基体表面と１°　２゜
３°　４°　　５°異なったオフアングルＳｉ　（１０
０）基体上に堆積したへ４膜も上述した５Ｌ（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（実施
例１７） 実施例２に示した方法でＳｉウェハ上へ堆積したへ４膜
の結晶性をＸ線回折法および反射電子線回折法を用いて
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、Ａ４に関しては第４図に示すように、Ａ
β（１００）を示す回折ピークしか観測されなかった。

また、加速電圧８０ｋＶもしくは、１００ｋＶの電子線
を用いた反射高速電子線回折では、第５図のようにＡｌ
２（１００）を示す単結晶スポットが観察された。第５
図（ａ）はＡｌ２（１００）に［００１］方向から電子
線を入射した時の回折パターン、同図（ｂ）はＡβ（１
００）に［０１１１方向から電子線を入射した時の回折
パターンである。すなわち、５ｔ（１１１）　、基体上
のＡβ膜は（１００）面をもつ単結晶であった。表２の
第２の基体温度範囲のなかで、２７０℃から３３０℃の
範囲のものは堆積したＡβ膜が単結晶になっていた。ま
た、５Ｌ（１１１）面がＳｉ基体表面と１°　２°　３
＠、４°　５°異なったオフアングル５ｉ（１１１）基
体上に堆積したＡｌ２膜も上述５ｉ（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、ｌ　（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、Ａ４に関しては、第６図に示すように、
ｌ　（１１１）を示す回折ピークしか観測されなかった
。また、加速電圧８０ｋＶもしくは、１００ｋＶの電子
線を用いた反射高速電子線回折では、Ａｌ２（１１１）
を示す単結晶スポットが観測された。すなわち、ＳＬ　
（１００）基体上のｌ膜は（１１１）面をもつ単結晶で
あった０表２の第２の基体温度範囲のなかで、２７０℃
から３３０℃の範囲のものは堆積したＡｌ２膜が単結晶
になっていた。

また、ＳＬ　（１００）面が８Ｌ基体表面と１”　　２
゜３’　　４＠　５＠異なったオフアングル５ｉ（１０
Ｇ）基体上に堆積したＡβ膜も上述５Ｌ（１１１）基体
上に堆積した場合と同じく、第２の基体温度が２５０℃
から３３０℃の範囲では、Ａｌ２（１１１）単結晶が堆
積した。

（実施例１８） 実施例３の方法で形成したＡ４膜の結晶性を調べた。実
施例１の場合と同じく表２の第１および第２の基体温度
が２５０℃から３３０℃の範囲では、５Ｌ（１１１）基
体上ではＡβ（１００）単結晶、Ｓｉ　（１００）基体
上ではＡｌ２（１１１）単結晶が堆積した。

（実施例１９） 実施例４の方法で形成したｌ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℃の範囲では、５ｔ（１１１）基体上ではｌ　
（１００）単結晶、５ｔ（１００）基体上ではＡβ（１
１１）単結晶が堆積した。

〔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、
かつ平坦な八４もしくはＡβ−８ｌ膜を基体上に高速に
堆積させることができた。

【図面の簡単な説明】

笛１団神★引創！）ス＋Ｍｉｌｌ噌鼾向体１：”　＊　
Ｌ＝）大晦形成の様子を示す模式図、 第２図は本発明の適用可能な堆積膜形成装置の一例を示
す模式図、 第３図は本発明の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５Ｌ（１１１）基体上のＸ線回折パターン、第
５図は５ｉ（Ｉｌｌ）基体上のｌ　（１００）回折パタ
ーン、 第６図はＳＬ　（１００）基体上のＸ線回折パターンで
ある。 ・・・基体、 ・・・反応管、 ・・・基体ホルダ、 ・・・ヒータ、 ・・・混合器、 ・・・気化器、 ・・・ゲートバルブ、 ・・・スローリークバルブ、 ・・・埃倒ユニーＪｋ ｌＯ・・・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。 ０ ４０ ０ ２ｅ（＆） 第 図 ０ ｏ　　　ｏ　　　。 ｏ　　ｏ　　。 ＯＯ ｏ　　　ｏ　　　。 ｘ、／−直棒ピーム斑点（ＪＬｉ ｏ　　　　。 ｏ　　　　。 ｏ　　　　。 メー、−直捧じ゛−ム３ｊＬ、！？。 図

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 １）（ａ）電子供与性の表面を有する基体を堆積膜形成
   用の空間に配する工程、 （ｂ）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 （ｃ）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
   表面の温度を維持し、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）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）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）前記アルミニウムの堆積速度は前記電子供与性の表
   面の温度を膜形成の初期において低く、その後高くする
   ように変えて行うことを特徴とする請求項１に記載の堆
   積膜形成法。 ５）前記アルミニウムの堆積速度は前記アルキルアルミ
   ハイドライドのガスの分圧を変えて行うことを特徴とす
   る請求項１に記載の堆積膜形成法。 ６）（ａ）電子供与性の表面を有する基体を堆積膜形成
   用の空間に配する工程、 （ｂ）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 （ｃ）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
   表面の温度を維持し、アルミニウムの堆積速度を変化さ
   せてアルミニウムシリコン膜を該電子供与性の表面に形
   成する工程を有することを特徴とする堆積膜形成法。 ７）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）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）前記アルミニウムの堆積速度は前記電子供与性の表
   面の温度を膜形成の初期において低く、その後高くする
   ように変えて行うことを特徴とする請求項６に記載の堆
   積膜形成法。 １０）前記アルミニウムの堆積速度は前記アルキルアル
   ミニウムハイドライドのガスの分圧を変えて行うことを
   特徴とする請求項６に記載の堆積膜形成法。