JPH0465386A - 金属薄膜形成法 - 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、金属薄膜形成法に関し、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ｌ薄膜形成法に関
するものである。

［従来の技術１ 従来、半導体を用いた電子デバイスや集積回路（ＬＳＩ
）において、電極や配線にはおもにアルミニウム（Ａｌ
）もしくはへβ−５ｉ等が用いられてきた。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、超ＬＳＩなどの集積度が増大し、配線の微細
化や多層配線化などが近年特に必要とされてきた。、ｌ
膜の堆積方法として、段差部で配線切れが生じないよう
にステップカバレッジに（憂れた堆積方法が必要である
。また、微細なコンタクト穴やスルーホールなどのピア
ホールへもステップカバレッジ良く、あるいはピアホー
ルへ選択的に堆積できる方法が必要である。さらに、エ
レクトロマイグレーション、ストレスマイグレーション
耐性に優れた高信頼性配線であることが必要である。

従来のＬＳＩでは、段差部にテーバを設けて段差部での
ステップカバレッジの劣化を防いでいたが、微細化と共
に段差部にテーバを設けることができず、垂直な段差と
なってきた。スパッタ法は、真空中の粒子の直線運動を
基礎とするため、垂直な段差部での膜厚は、どうしても
段差部以外の場所よりも薄くなってしまい、良好なステ
ップカバレッジを維持することができない。また、ピア
ホール箇所においても、ピアホールを完全に埋めること
はできず、ピアホール内に巣などが生じてしまい良好な
コンタクトを形成することができない。

ｌを含んだガスを基体の置かれた空間に輸送し、原料ガ
スの基体表面での吸着と反応を用いて所望の堆積膜を形
成する化学的気相成長法（以下ＣＶＤ法と略する）によ
ってＡβ、Ａｊ２−３ｉを堆積することができる。ＣＶ
Ｄ法では、原料ガスの基体表面上での吸着と反応を利用
するために、段差部でのステップカバレッジに優れる特
徴がある。また、基体表面の種類によって選択堆積も可
能である。Ａ４２　ＣＶＤには、一般に原料ガスとして
トリメチルアルミニウム（（Ｃ）１．）６ＡＪ２２以下
ＴＭＡ）、トリイソブチルアルミニウム（（ｉｃＪＪ３
ＡＪ２、以下ＴＩＢＡ）　、ジメチルアルミニウム八イ
ドライド（（ＣＨ，）　、ＨＡ氾、以下ＤＭＡＨ）など
の有機金属原料が用いられている。よく知られているよ
うにｉ　ＣＶＤ法で堆積されるｌ膜は、スパッタ法に比
較してステップカバレッジに優れている。また、ｌ　Ｃ
ＶＤでは、ＳｉＯ□の形成されたＳｉ基体表面上におい
てＳｉの露出した部分のみに選択的に堆積することも可
能である。

ＤＭＡＨと水素を用いたＣＶＤ法（坪内他：　「日経マ
イクロデバイスＪ　１９９０年６月１日号、ｐ９６〜ｐ
１０２）によれば、Ｓｉや金属などの導電性基体上のみ
へＡｌもしくはＡｊ２−３ｉの選択成長が可能であリ、
かつＳｉ基体上に選択的に堆積したＡｌは単結晶である
。

Ｓｉ上に選択成長したＡβ領域は、単結晶であることか
ら、熱処理時にＳｉ界面でエロージョンやスパイクの発
生もな（、コンタクト抵抗の劣化がない。更に、４℃を
ピアホール中に選択的に堆積した後、基体表面全面に堆
積することができ、ピアホールを完全に平坦化してＡで
もしくはＡＩ−Ｓｉを堆積させることが可能である。従
って微細化の進んでいる超ＬＳＩにおいて段差部やコン
タクト部、ピアホール部での配線切れの生じない良好な
配線を形成することができる。

エレクトロマイグレーション（以下ＥＭと略す）は、配
線に電流を流し続けた際に、配線切れを生ずる現象であ
る。配線切れは、Ａｌ配線の結晶粒界で生ずるといわれ
ている。また、ストレスマイグレーション（以下ＳＭと
略す）は、ＡＩ２配線上に形成されたＳｉＯやＳｉＮな
との絶縁膜により　、ｌ配線に応力（ストレス）が生じ
、Ａｌ配線の断線を引き起す現象である。一般にＡＩも
しくは、Ａ（１−３ｉは結晶学的には多結晶である。多
結晶とは、微視的に見ると単結晶である粒が集った状態
であり、ひとつひとつの単結晶領域を結晶粒、結晶粒と
結晶粒の境を結晶粒界と言う。一般に超ＬＳＩにおいて
結晶粒の大きさは、μｍオーダである。　ＥＭ、　ＳＭ
は、ＡｌもしくはＡＩ２．−５ｉ配線の信頼性を損う大
きな原因であり、ＥＭ及び３Ｍ耐性を向上させることが
超ＬＳＩの配線金属の信頼性を向上させるための必須の
課題である。

ＥＭ、　３Ｍ耐性向上のために、４℃もしくはＡｌ−３
ｔにＣｕやＴｉを微量添加するといった方法、更に、Ａ
ｌ以外のＷ、　Ｍｏ、　Ｃｕ等の金属を用いる方法が検
討されているが、ＳｉＯ□との密着性、ボンディング性
や微細加工の容易さ等全ての条件を満すとなるとＡＩも
しくはＡＩ２−３ｉ以外選択の余地がない。

米国電気電子学会（ＩＥＥＥ）の１９８９年１２月開催
のＩＥＤＭ（Ｉｎｔｅｒｎａｔｉｏｎａｌ　Ｅｌｅｃｔ
ｒｏｎ　Ｄｅｖｉｃｅｓ　Ｍｅｅｔｉｎｇ）のダイジェ
ストｐ６７７〜ｐ、　６１１ｔｌには４℃が単結晶であ
れば、ＥＭ、　５Ｍ耐性共に格段に向上することが報告
されている。

即ち、４℃もしくはＡＩ−３ｉであっても、従来の様に
多結晶ではなく、単結晶で配線を形成できるならば、密
着性、ボンディング性、微細加工の容易さ、を満し、旦
つＥＭ、　ＳＭによる断線の生じない高信頼配線を実現
することができる。しかし、超ＬＳＩにおいて単結晶Ａ
Ｉ２もしくは、へβ−３ｉ配線は、以下に述べる様に、
実現されていなかった。

単結晶Ａｌ薄膜が実現されたとの報告があるが、これら
は全てＳｉ単結晶基板上において実現されたものである
。ＥＭ、　３Ｍ耐性が、単結晶Ａｌにすると向上すると
いう報告（１９８９年ＩＥＤＭダイジェスト、前出）も
Ｓｉ基板上にＣＶＤ法で形成したＡＩ２膜を用いて測定
した結果である。超ＬＳＩにおけるｌもしくはＡｌ２−
３ｉ配線の大部分は、５ｉｆｔ等の絶縁体上に形成され
ている。５ｉ（ｈ上などの絶縁体上ではスパッタ法、　
ＣＶＤ法、　ＩＣＢ（イオンクラスタービーム）法いず
れの方法においても粒径μｍオーダの結晶粒から成る多
結晶である。

坪内他（前掲）によれば、ピアホールのみへまず単結晶
Ａｌ（第１のｌ）を選択的に堆積した後、ウェハ全面に
、第２のＡｌを基体表面全面に堆積可能である。しかし
、第１のＡＩ２は、単結晶であるが、第２の４℃はやは
りμｍオーダの結晶粒からなる多結晶である。

本発明は、上記の状況に鑑みてなされたものであり、Ｓ
ｉＯ□等の絶縁体上のＡＩ膜であっても、下層部分に単
結晶Ａｌが存在すると、絶縁体上のｉであっても熱処理
によって単結晶化し得るという事実の発見にもとづ（も
のである。

〔発明が解決しようとする課題］ 以上の様に、近年、より微細化による高集積化、高速化
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の信頼性を向上させる
ためには、改善すべき余地が多く存在していた。

本発明は、上述した技術的課題に鑑みなされたものであ
り、非単結晶金属薄膜、特にＡＩ２またはＡｌ２−３ｉ
配線層を単結晶化し、それによって配線の耐マイグレー
シヨン特性を向上させる方法を提供することを目的とす
る。

［課題を解決するための手段］ このような目的を達成するために、本発明はＡβまたは
Ａβを主成分とするＡ２合金からなる非単結晶金属膜を
少なくともその一部においてＡβまたはＡｌまたはＡｌ
を主成分とするＡｌ１．合金からなる単結晶金属に接し
て形成する工程と、前記非単結晶金属膜な非晶質化また
は微結晶化する工程と、前記非晶質化または微結晶化さ
れた非単結晶金属膜を加熱して少なくともその一部分を
単結晶化する工程とを有することを特徴とする。

さらに本発明は半導体基体の主面上に絶縁膜を形成する
工程と、該絶縁膜に開口部を設けて前記半導体の表面を
露出させる工程と、前記開口部内にＡｌまたはｌを主成
分とするＡｌ金合金らなる第１の金属からなる単結晶を
堆積させる工程と、前記第１の金属からなる単結晶上お
よび前記絶縁膜上に八２またはＡｌ２を主成分とするＡ
ｌ金合金らなる第２の金属の薄膜を形成する工程と、前
記第２の金属の薄膜を非晶質化または微結晶化する工程
と、該第１の金属からなる単結晶を種結晶とし前記第２
の金属の薄膜を加熱して少なくともその一部を単結晶化
する工程とを有することを特徴とする。

〔作　用ｊ 本発明によれば、単結晶金属と接している非単結晶金属
薄膜を非晶質化した後、加熱することによって、単結晶
金属を種結晶として非単結晶金属薄膜を単結晶化できる
。このような単結晶薄膜を半導体装置の配線層とするこ
とによってマイグレーション耐性を向上させることがで
きる。

［実施例１ 本発明の好適な実施態様例は、単結晶へβと非単結晶１
との少なくとも一部が接して設けられた。ｌ膜にイオン
注入した後、熱処理を施すことにより非単結晶へβを単
結晶化するものである。

この時にシード（種結晶）となる単結晶Ａｌを形成する
方法としては、ジメチルアルミニウムハイドライド（１
（ＣＨ，）２Ｈ）、モノメチルアルミニウムハイドライ
ド（Ａｌ１（ＣＨ−）Ｈａ）、トリイソブチルアルミニ
ウムｌＡｌ２．（ｉＣ−Ｈ，）　ｘ）を原料ガスとして
用いたＣＶＤ法を用いて単結晶ＳＬ上にｌを堆積させて
単結晶へβを形成する方法が好ましい。

一方、非単結晶へ４を形成する方法としては、上記ガス
を用いたＣＶＤ法により単結晶ｉ以外の材料からなる表
面上にｉを堆積させて多結晶Ａｌを形成する方法や、ス
パッタリングにより多結晶ｉを形成する方法、トリメチ
ルアルミニウム（八ρ（ＣＨ，）、）やジエチルアルミ
ニウムクロライド（Ａｌ２　（Ｃ＊Ｈｓ）ａｃＩ２　）
を用いたＣＶＤ法により多結晶ｌを形成する方法等があ
る。

単結晶Ａ２シードは単結晶化すべき非単結晶ｉと少なく
とも一部が接するように設けられればよい。例えばシー
ドと絶縁膜とが格子状に形成されていてもよいし、シー
ドが絶縁膜に形成されたピアホールパターン内に堆積さ
れ、あるいはシードと絶縁膜とがラインアンドスペース
パターンを構成していてもよい。

本発明のもう１つの好適な実施態様例は絶縁膜に形成さ
れた開孔部（ピアホール）内に形成された単結晶Ａｆ２
をシード（種結晶）としてそれ以外の部分の非単結晶へ
βを加熱して単結晶化するものである。とりわけ、ピア
ホール内に選択的にＡｌまたはＡｌを堆積させて単結晶
Ａｌを形成した後、絶縁膜の上にも非選択的にＡｌまた
はＡｌを堆積させる。そして、イオンを注入した後、熱
処理を施して絶縁膜上のＡｌを単結晶化させることが好
ましい。このような手法を用いればピアホール上のｉに
凹部が形成されることなく平坦なｉ膜を形成することが
できる。

シードとなる単結晶１２を形成する方法としては、アル
キルアルミニウムハイドライドと水素とを利用したＣＶ
Ｄ法（Ａｌ−ＣＶＤ法）が好ましい。このＣＶＤ法を利
用すれば、単結晶Ｓｉのような電子供与性の表面上に選
択的にＡｌを堆積させることができる。

アルキルアルミニウムハイドライドとはジメチルアルミ
ニウムハイドライド（、ｌ　（ｃＨｄａＨ）やモノメチ
ルアルミニウムハイドライド（ＡβＣＨ３Ｈ，）である
。単結晶化される前の非単結晶へβを形成する方法とし
ては、通常のスパッタリング法やＣＶＤ法である。ＣＶ
Ｄ法を用いる場合の原料ガスとしてはトリメチルアルミ
ニウム（Ａｊ２　（ＣＨ３）３）やトリイソブチルアル
ミニウムＡｌ（ｉＣ−Ｌ）　３、ジエチルアルミニウム
クロライドＡＩ２（ｃｚＨｇ）ｚｃＩ２がある。このよ
うな方法を用いれば半導体装置に好適な配線を形成する
ことができるのである。

以下図面を用いて本実施態様例について詳述する。

第１図は本発明による単結晶化法を配線の形成に利用し
た例を説明する為の模式的断面図である。

第１図（ａ）において１は単結晶Ｓｉ等からなる基体、
２は酸化シリコン等からなる絶縁膜、３はシードとなる
単納品へρ、４は後述する単結晶化法により単結晶化さ
れる八ρ、である。

まず、基体１上に絶縁膜２を形成する。

そして、反応性イオンエツチング等によりピアホールを
形成し基体１の表面を一部露出させる。

ここで絶縁膜としてはＮＳＧ、　ＰＳＧ、ＢＳＧ、　Ｂ
ＰＳＧ等の酸化シリコン膜や窒化シリコン膜或いは酸化
窒化シリコン膜等である。これらの腹は周知の熱酸化法
、　Ｃ：ＶＤ法、スパッタリング法等により形成できる
。

次いで、ピアホール内に単結晶１　（第１の／ｌ）３を
形成する。この場合に上述した、１−ＣＶＤ法を利用す
ればピアホール内に選択性よ（単結晶Ａｌを形成するこ
とができる。この時の基体表面温度としてはアルキルア
ルミニウムハイドライドの分解温度以上〜４５０′ｃ以
下、より好ましくは２６０℃以上４４０℃以下、最適に
は２７０℃以上３５０°Ｃ以下である。

こうして形成された単結晶Ａｆ２は下地の３１との界面
も良好で且つ表面性にも優れている。

ピアホール内に単結晶１１３を形成した後、単結晶Ａｊ
２３と絶縁膜２との上に非単結晶Ａｌ（第２の八β）４
を形成する。この場合には上記１！−ＣＶＤ法以外の周
知の堆積法を用いることができる。また、Ａｌ−ＣＶＤ
法を用いる場合には非電子供与性の表面である絶縁膜２
にプラズマによってイオンや電子を供給したり、プラズ
マダメージやイオン注入等を用いた表面改質工程を付与
し実質的に電子供与性とすればよい。このように表面改
質工程を導入すれば非単結晶Ａｆ２を絶縁膜２上にも形
成することができるのである。（第１図（ａ）） その後、後述するイオン注入および熱処理を行い非単結
晶Ａｌを単結晶化することができる。このイオン注入お
よび熱処理はこの時点で施してもよいし、その後絶縁膜
５を形成した後に施してもよい。

また、熱処理は単結晶化すべき非単結晶Ｉｆを所望の配
線形状にパターニングしてから施してもよいし、単結晶
化後にパターニングしてもよい。

第１図（ｂ）に示すようにＡβ４をパターニングした後
絶縁膜５を形成する。この絶縁膜５は絶縁膜２と同様に
してＣＶ　Ｄ法やスパッタリング法等により形成できる
。

以上のようにして単結晶Ａｌ配線を形成することができ
るのである。

多層配線を形成する為には再び同じ工程を繰り返すこと
により第１図（ｃ）に示すような単結晶ＡＪ２の２層配
線構造を得ることができる。更に同じ工程を繰り返せば
３層、４層といった多層配線構造も得られる。

第１図（ｃ）において、行帰５は層間絶縁膜、６は選択
堆積した単結晶Ａｊ２．７は単結晶化されたＡβ、８は
保護絶縁膜である。

以上は純、ｌの場合について述べたが、これ以外にもＳ
ｌを例えば１層程度に微量含有したＡ！（Ａｆ２−　Ｓ
ｉ）をも単結晶化することができる。この場合には上記
Ａｌ−ＣＶＤ法を適用する場合に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共にＳｉＨ，、Ｓｉ２
Ｈ６等のＳｉを含む化合物のガスな導大して成膜を行え
ば単結晶ＡＱ−３ｉシードを形成できる。

第２図に単結晶Ａｒ２シードの配置例を示す。第２図（
ａ）は半導体基体、例えばＳｉの表面に形成された絶縁
体１１に、１辺り、の開口部がチエッカ−パターンに設
けられ、単結晶Ａｌが開口部内に選択的に堆積さ４た例
である。図示しない非単結晶４℃膜が絶縁体１１および
開口部１２内の単結晶、またはＡｌを覆って形成され、
加熱されることによって単結晶Ａｌをシードとして単結
晶化する。第２図（ｂ）は−片Ｌ２の開口部が間隔Ｌ３
でピアホールパターンに形成された例を示し、第２図（
ｃ）は幅Ｌ５の絶縁体１１と幅Ｌ４の開口部１２とがラ
イン＆スペースパターンに形成された例を示している。

いずれの場合も開口部内に単結晶Ａｌが選択的に堆積さ
れ、図示しない非単結晶Ａｒ２．膜が単結晶Ａβと絶縁
体とを覆って形成されている。非単結晶４℃膜は非晶質
化または微結晶化された後、加熱により、単結晶Ａｌを
シードとして単結晶化する。

本発明では、上記の様に形成した非単結晶Ａｇ膜に公知
のイオン注入法を用いて■゛（プロトン）　、　Ａｒ”
　、　Ｓｉ”″、　ｌ”などのイオンを打む。

イオン種としては、上記以外のイオンを打ち込んでも良
いが、超ＬＳＩ用、ｌ、もしくはＡｊ２−３ｉ配線の信
頼性を損なわない目的で上記４種のイオンが好ましく用
いることができ、さらに上記４種の中では、　Ａ、Ｑ”
″またはＨ“が最も好ましく用いることができる。

イオン注入条件としては、上記■゛、ｌ”Ａｒ“、　Ｓ
ｉ”のイオンを略５０ＫＶ以上の加速電圧で、略Ｉ　Ｘ
　１０”ｃｍ−”以上のドーズ量で打ち込むとよい。そ
の結果、第２のＡｇの膜厚が略５０００人あっても第２
のＡｌを非晶質もしくは微結晶化することが可能である
。

イオン注入により、堆積した状態では多結晶であるＡｒ
２が非晶質化する。多結晶であるよりも非晶質である方
がＡで原子は熱エネルギーにより流動し易いため、多結
晶のまま熱処理を行うよりも低温度で単結晶化した。従
来、絶縁体薄膜上のＳｉ、　ＧａＡｓなとの共有結合を
有する半導体が熱処理により単結晶化することは公知で
あった。例えば、個相エピタキシャル法（以下ＳＰＥと
略する）と呼ばれる手法では、単結晶Ｓｉ基板上にＳｉ
を堆積し、イオン注入を行い堆積したＳｉを非晶質化し
、その後、電気炉などで熱処理を行い、非晶質化したＳ
ｉを単結晶化していた。本発明は、金属薄膜であっても
、イオン注入を行って非晶質化、もしくは微結晶化した
絶縁膜上のＡｇが比較的低温で単結晶化することを見い
だしたものである、従来、絶縁体薄膜上のＡｇ、もしく
はＡｇ−３ｉ薄膜が熱処理によって結晶粒の大きさが略
４５０℃の熱処理で数μｍ程度の結晶粒に成長すること
は知られていた。しかしながら、第１図（ａ）の様な構
造にｌ堆積をする手法が確立されていなかったこと、選
択的に堆積したＡｇ（第１図（ａ）の第１の１）が単結
晶ででなかったことから、熱処理により単結晶化するこ
とが不可能であった。本発明により初めて、絶縁体薄膜
上のＡｇ薄膜（第１図ｆａ）の第２の八ρ）であっても
、下層部に選択成長単結晶Ａｌ（第１図（ａ）の第１の
Ａｇ）が存在すると、イオン注入した後の、熱処理によ
り単結晶化することが可能となった。

半導体基体としては、Ｓｉ基板が最も望ましいが、Ｓｉ
以外のＧａＡｓ、　Ｉｎｐ　、　Ｇｅなどの半導体基体
であっても構わない。Ａｊ２もしくはＡｇ−３ｉを形成
した試料の断面構造は、第１図（ａ）に示した通りであ
る。

以下に述べる実施例において第２のＡｇが、第１のｉ上
で薄くなっていたり、また厚（なっていたりしても、単
結晶化することにはかわりない。また、第１図（ｂ）に
示す様に、第２のＡＣ膜上に絶縁膜５が形成されていて
もかまわない。絶縁膜５には、常圧ＣＶＤ法によるＳｉ
Ｏ□、リンドープ酸化膜（ＰＳＧ）　、ボロンドープ酸
化膜（ＢＳＧ）　、　リン及びボロンドープ酸化膜（Ｂ
ＰＳＧ）、減圧ＣＶＤ法によるシリコン窒化膜（ＳＩＮ
）　、　ＥＣＲ法によるシリコン窒化膜を用いることが
できる。

次に、ＡｇもしくはＡｇ−３ｉを単結晶化するための熱
処理の手法について述べる。

基本的手順は以下の通りである。第１図（ａ）。

（ｂ）の様な断面を持つ試料を作製し、加熱を行う。加
熱処理の前後においてＸ線回折法、従来ＲＨＥＥＤ観察
、走査型μ−ＲＨＥＥＤ顕微鏡観察を行った。

試料の加熱の加熱方法としては、通常の＋（２，Ｎ２゜
Ａｒやこれらガスの混合雰囲気における電気炉による加
熱処理、真空中での加熱のほか、瞬間加熱炉（以下ＲＴ
Ａと略す）による加熱、レーザ加熱。

カーボンヒーターなどの線状ヒーターを用いた加熱２高
周波加熱、ランプ加熱、電子ビーム加熱等の方法が可能
である。

一般に、ＬＳＩにおいて、Ｓｉ上に形成されたＡｌ、も
しくはＡｌ−３ｉ薄膜は、加熱によりＳｉと反応して、
例えばＳｉ基体の侵食や、Ａｌ、もしくはＡＱ−３ｉ下
層に形成されたＳｉ　ｐ−ｎ接合のリークを生じてしま
う。従って、加熱処理はできるだけ低温で行わわること
が望ましい。しかしながら、Ａｊ２もしくはＡｌ−５ｉ
が加熱により単結晶化するためには、Ａｌ原子が熱エネ
ルギーにより流動する程度にならなければならない。加
熱方法としては、できるだけＡｌもしくはＡ（２−３ｉ
のみが加熱され、ＡｌもしくはＡｌ−Ｓｉ上層のＳｉ基
体が加熱されない方が望ましい。

真空中の加熱は、第３図の走査形μｍＲＨＥＥＤ顕微鏡
内で基体の裏面のヒータによっておこなうことができる
。

真空中での熱処理の場合、へρ表面の酸化を抑えるため
高真空である方が望ましい。略１×１Ｏ−６Ｔｏｒｒ以
下の高真空であることが望ましい。第３図において、２
０は電子銃、２１は電子ビーム、２２は回折電子線、２
３は蛍光板、２４．２４′および２４″は光ファイバ、
２５．２５′および２５″は光電子増倍管、２６．２６
’および２６″は電気信号に変換された回折斑点強度信
号、２７は走査信号、２８はＣＲＴ、２９は一次電子信
号、３０は二次電子検出器、３１は試料、３４は真空チ
ャンバー、３５は排気装置である。

第１図（ａ）に示した様な試料を真空チャンバー３４へ
装填し、試料３１の裏面よりヒータ３２で加熱する。試
料３１の温度は試料裏面より熱電対３３で測定する。加
熱方法は、ヒータ加熱以外のランプ加熱、レーザ加熱で
も良い。真空チャンバー３４は排気装置３５により真空
排気されている。試料加熱前の真空チャンバー３４の真
空度は、略５Ｘ１０−”　Ｔｏｒｒ、加熱中の真空度は
、略５×１０−９〜５　Ｘ　１Ｏ−８Ｔｏｒｒである。

真空度は、高真空程好ましいが、上記真空度より悪くて
も熱処理による単結晶化は可能である。

熱電対３２で測定した温度が略２５０℃以上であるとき
Ａｌは単結晶化する。

第３図に示した走査型μｍＲ）ＩＥＥＤ顕微鏡による単
結晶領域の観察手法について説明する。

走査型、　−ＲＨＥＥＤ顕微鏡は、ＥｘｔｅｎｄｅｄＡ
ｂｓｔｒａｃｔｓ　ｏｆ　ｔｈｅ　２１ｔｈ　Ｃｏｎｆ
ｅｒｅｎｃｅ　ｏｎ　５ｏｌｉｄＳｔａｔｅ　Ｄｅｖｉ
ｃｅｓ　ａｎｄ　Ｍａｔｅｒｉａｌｓ（１９８９）　ｐ
、２１７およびＪａｐａｎｅｓｅ　Ｊｏｕｒｎａｌ　ｏ
ｆ　Ａｐｐｌｉｅｄ　Ｐｈｙｓｉｃｓ　ｖｏｌ。

２８、Ｎｏ、１１（１９８９）　Ｌ２０７５．で開示さ
れた手法である。従来のＲＨＥＥＤ（Ｒｅｆｌｅｃｔｉ
ｏｎ　ｌ（ｉｇｈ　ＥｎｅｒｇｙＥｌｅｃｔｒｏｎ　Ｄ
ｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ、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、試料表面の平均的
な情報しか得ることができなかった。第３図に示した走
査型μｍＲＨＥＥＤ顕微鏡は、電子銃２０からの電子ビ
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蛍光板２３上で観測するこ
とができる。また、電子ビーム２またはＡｌを試料表面
上で二次元的に走査し、回折電子線２２を蛍光板２３に
導き、回折パターン上の任意の回折斑点強度変化を画像
信号２６．２６′、　２６“とじて用いて、回折斑点強
度変化による試料表面の二次元的映像（走査μ−Ｒ，Ｈ
Ｅ　Ｅ　Ｄ像）をＣＲＴ２８上に得ることができる。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μｍＲＨＥＥＤ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℃）の回折斑点であり、回折斑点Ｃは
、線β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（ｉｏｏ）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μｍＲＨＥＥＤ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μｍＲＨＥＥＤ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線斑点ＡとＣを用いた走査μｍ
ＲＨＥ　Ｅ　Ｄ像を駅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。

次に、熱処理によるＳ　ｉ、０２上のＡｌの単結晶化の
例について説明する。

試料について説明する。

単結晶シードパターンは前述した第２図のようなもので
ある。即ち第２図（ａ）のようなチエッカ−パターンの
場合にはＬｌの大きさを０．５ＬＬｍないし２０μｍと
したもの、第２図（ｂ）のようなピアホールパターンの
場合にはＬ３を２０μｍ以下としたもの、第２図（ｃ）
のようなライン＆スペースパターンの場合には１−５が
２．０Ｉｔｒｎ以下としたものである。そして、このよ
うな単結晶シードパターン上に非単結晶Ａｎを形成した
ものを試料として用意した。

この試料を、Ｘ線回折法で評価したところ、Ａｌ　（１
１１）ピークのみが観測された。また電子ビーム径１０
０μｍ、ないし１ｍｍφの従来のＲＨＥＥＤ装置で電子
線回折パターンを観察したところ、第６図（ａ）に示す
リング状パターンが観察された。

従って全面に堆積した。！１は（１１１，、）配向の多
結晶であることがわかった。

しかし、−り記Ｘ線回折及び従来旧（ＥＥＤ観察では、
多結晶であることが確認されるが、結晶粒の大きさは不
明である。走査形μｍＲＨＥ　Ｅ　Ｄ顕微鏡で０１μｍ
φまで絞った電子線を用いて電子線回折パターンを観察
したところ、強度は弱いながら第６図（ｂ）に示す様な
スポットパターンが観察された。スポット状回折パター
ン上の回折斑点強度を用いて走査μｍＲＨＥＥＤ像を観
察した結果が、第７図（ａ）である。斜線部が回折斑点
強度の強い領域、白い部分は回折斑点強度の弱い領域で
ある。

斜線部領域の大きさから結晶粒の大きさが略々数〜１０
μｍオーダであることがわかる。

この試料に、例えばＡｌ１イオンを加速電圧５０ＫＶで
ドーズ量Ｉ　Ｘ　１０”／　ｃｍ”注入し、た。

上記イオン注入を行うと、第２のＡｊ２は非晶質化もし
くは微結晶化する。非晶質化及び微結晶化は以下の様に
して確認した。まず、Ｘ線回折測定を行った。堆積した
状態では、　Ａβ（１１１）回折ピークが観察されたが
、イオン注入した試料のＸ線回折パターンを測定すると
、ｉに係わる回折ピークが観測されなくなった。また、
従来ＲＨＥＥＤ装置により電子線回折パターンを測定す
るとリングパターンを測定するとリングパターンでもな
く、スポットパターンでもなくいわゆるハローな電子線
回折パターンが観測された。すなわち、イオン注入によ
り　、ｌもし、くはＡｌ−３１膜が単結晶でもなく、ま
た多結晶でもなく、非晶質もし、（は微結晶状態になっ
た。

同一試料を走査型μ−ＲＨＥＥＤ顕微鏡中で２５０℃、
１５分加熱した後、電子線回折パターン及び走査μｍＲ
１（ＥＥＤ像を観測した。電子線回折パターンは、加熱
前よりも強度が強い第６図（ｂ）の様なスポットパター
ンが観察された。第６図（ｂ）の回折パターンは回折斑
点の出現する位置からＡｎ（１１１）面に［１０１，］
方向から電子線を入射させた時に生ずる回折パターンで
あることがわかった。

第６図（ｂ）の回折パターン上の回折斑点Ａ　（１１１
回折斑点）及び回折斑点Ｃ（２０２回折斑点）の強度を
用いて走査μｍＲ）ＩＥＥＤ　（ｇ！を観察した結果が
、第７図（ｂ）及び（ｃ）である。試料表面上のどの位
置においても回折斑点Ａ及びＣは共に強く、観察領域が
全て単結晶になっていることが確認された。すなわち、
５ｘ０２上の、ｌ薄膜であっても、Ａｌ下層に単結晶Ａ
ｌが存在すると熱処理によって単結晶化することが確認
された。熱処理後の試料をＸ線回折装置で評価したとこ
ろＡｌ（１１１）ピークのみが観測され、また従来のＲ
ＨＥＥＤ装置で電子線回折パターンを観察したところ第
６図（ｂ）の様に単結晶を示すスポットパターンが観測
された。

次に別の試料を用いて単結晶化を観測した。この試料は
第８図（ａ）に示されるようにＳｉ基体上に熱酸化法に
より１μｍ厚の酸化シリコン膜が形成されたものであり
、この酸化シリコン膜にはドライエツチングによりＳｉ
表面が露出した開口（Ｓｉ開口部）が開けられている。

第８図（ａ）の領域（Ｉ）内には、第２図（ａ）（ｂ）
　、　（ｃ）に示される様なチエッカ−パターン、もし
くはピアホールパターンもしくはライン＆スペースが形
成されている。領域（ＩＩ）では、上記チエッカ−パタ
ーン、もしくはピアホールパターンもしくはライン＆ス
ペースの形成されていない領域、すなわち全面５１０２
である領域である。第８図（ａ）に示す様に５ｉＯ７の
パターニングされた基体上に、ＤＭＡＨとＨ２を用いた
ＣＶＤ法でまずＳｉ開口部のみに選択的に第１のＡｌを
堆積し、表面改質工程の後、第２のＡｊ２を基体全面に
堆積した。

ＡＩ２を堆積後、Ｘ線回折法で評価したところ、Ａβ（
１１１）ピークのみが観測された。また、電子ビーム径
が１００ｕ、ｍ〜１ｍｍφの従来Ｒ）ＩＥＥＤ装置で電
子線回折パターンを観察したところ第６図（ａ）に示す
ようなリング状パターンが観測された。

従って、全面に堆積した八ρが（１１１）配向の多結晶
であることが確認された。ついで、走査型Ｕ−ＲＨＥＥ
Ｄ顕微鏡で０．１μｍまで電子線を絞った電子線を用い
て電子線回折パターンを観察したところ、強度は弱いな
がら第６図（ｂ）に示すようなスポットパターンが観測
された。スポット状回折パターン上の回折斑点強度を用
いて走査μＲＨＥＥＤ像を観察したことろ第７図（ａ）
の様に、数〜ＩＯμｍの結晶粒からなる多結晶であった
。この多結晶Ａｌはイオン注入によって非晶質化した。

この試料を、走査μｍＲ）ＩＥＥＤ顕微鏡内で２６０°
Ｃ１１５分加熱した後、電子線回折パターン、及び走査
μｍＲＨＥＥＤ像を観察した。電子線回折パターンは加
熱前よりも強度の強い、第６図（ｂ）に示すようなスポ
ットパターンが観察された。第６図（ｂ）の回折パター
ンは、回折斑点の出現する位置から八β（１１１）面に
［１０１］方向から電子線を入射させたときに生じる回
折パターンであることがわかった。第６図（ｂ）の回折
パターン上の回折斑点Ａ　（１１１回折斑点）及び回折
斑点Ｃ（２０２回折斑点）の強度を用いて走査μｍＲＨ
ＥＥＤ像を観察した結果が第８図（ｂ）及び（ｃ）であ
る。第１６図（ｂ）および（ｃ）において斜線部が回折
斑点強度の強い領域である。第８図（ｂ）　、　（ｃ）
共に強度の強い領域は（１１１）単結晶である。第８図
（ｂ）及び（ｃ）から単結晶化した領域がＳｉ開口部の
形成された領域（Ｉ）から略ｌＯμｍであることがわか
った。すなわち熱処理によって、Ａｌ下層部にＳｉ露出
部がなくともパターンの形成された領域（Ｉ）から略１
１０Ｌｉの距離の部分まで単結晶化することが確認され
た。

領域（１）に形成したパターンは、第２図の（ａ）チエ
ッカ−パターン、（ｂ）ピアホールパターン、（Ｃ）ラ
イン＆スペースパターンのいずねの場合も、領域（Ｉ）
から略１０μｍの範囲にわたって単結晶化した。

ＳｉＯ□厚さが５００人〜１μｍの時、ＳｉＯ□厚さに
よらず、熱処理によって単結晶化する領域は、第８図（
ｂ）及び（ｃ）と同様であった。また、ＳｉＯ□上に全
面に堆積する。ｌ膜厚が５００人〜１μｍであっても単
結晶化する領域は第８図（ｂ）及び（ｃ）と同様であっ
た。

レーザによる加熱、線状ヒーターによる加熱。

高周波加熱、電子ビーム加熱の様に基体上の加熱領域が
移動する様な加熱方法の場合の単結晶化領域は、以下の
様にして測定した。

第９図（ａ）の領域（ＩＩＩ）には、第８図（ａ）の領
域（Ｎ　と同様チエッカ−パターン　ピアホールパター
ン、ライン＆スペースパターンが形成されており、第９
図（ａ）の領域（ＩＶ）には第１絶縁膜が形成されてい
る。この様な基体に第１のＡｌおよび第２のｌが形成さ
れている。

第２のｉは堆積した状態では、粒径数ないし１０μｍの
多結晶である。

加熱処理後の走査μｍＲＨＥＥＤ顕微鏡による観察結果
を第９図（ｂ）　、　（ｃ）に示す。走査型μ−ＲＨＥ
ＥＤ顕微鏡による電子線回折パターンは、加熱前よりも
強度の強い、第６図（ｂ）に示すようなスポットパター
ンが観察された。第６図（ｂ）の回折パターン上の回折
斑点Ａ（１１，１回折斑点）および回折斑点Ｃ（２０２
回折斑点）の強度を用いて走査μｍＲＨＥＥＤ像を観察
したことろ、例えば第９図（ｂ）、および（ｃ）に示す
走査μｍＲＨＥＥＤ像が観察された。斜線部が回折斑点
強度の強い領域を示している。回折斑点ＡとＣの両方が
強い領域が（１１１）単結晶領域である。

第９図（ｃ）において、Ｌ６の距離を測定すれば、加熱
により単結晶化した領域を知ることができる。

なお、第９図（ａ）は、第９図（ｂ）および（ｃ）と同
一個所に形成された絶縁膜のパターンで、上記試料では
領域（ＩＩＩ）には第１のｌが１本だけ存在している。

また加熱領域の移動方向は第９図（ａ）のχ方向である
。第９図（ｃ）ではＬ８は略１０μｍの様に示しである
がレーザアニール、線状ヒータ加熱、ランプ加熱、　Ｒ
Ｆ加熱、電子ビーム加熱をおこなった試料ではＬ８は略
１ｃｍに達した。

すなわち、熱処理によってＡｌ下層部に８１露出部がな
くともパターンの形成された領域から略１ｃｍの距離の
部分まで単結晶化することが確認された。

単結晶化したＳｉｇｈ上のＡｌについてエレクトロマイ
グレーション耐性を測定した。従来のスパッタ法による
八βもしくはＡｌ−３ｉ配線では、２５０℃、Ｉ　Ｘ　
１０６Ａ／ｃｍ２の通電試験下で、配線断面積が１μｍ
２の場合、ｌＸＩＯ２〜１０３Ｘ１０２〜１０３時間臼
が得られていた。これに対し本発明に基づく単結晶、ｌ
配線は、上記試験において断面積１μｍ２の配線で１０
４〜１０５時間の配！！寿命が得られた。また、配線幅
０．８μ田、配線厚さ０．３μｍの配線においても上記
試験で、１０３〜１０’時間の平均配線寿命が得られた
。

また、単結晶化したＡｎを略１μｍの幅に加工しプラズ
マＣＶＤ法によるシリコン窒化膜を堆積し、雰囲気温度
１５０℃、１０００時間のストレスを加えて、断線の生
じる割合を測定した。長さ１ｍｍの配線において、従来
スパッタｉでは、１０００本のラインの断線率１０〜２
０％であるのに対し、本発明による単結晶ＡＩ２では、
１０００本のラインにおいて断線は生じなかった。

すなわち、単結晶Ａｊ２配線により、ＥＭ、　３Ｍ耐性
を格段に向上させることが可能であった。

（実施例１） まず、測定した試料の作製方法は以下の通りである。試
料の断面形状を第１図（ａ）に示す。

Ｓｉウェハを水素燃焼方式（Ｈ２：　４℃／ｍｉｎ、０
□：２℃／ｍ１ｎ）により１０００℃の温度で熱酸化を
行った。Ｓｉウェハの面方位は（１００）および（１１
１）を用いた。

このＳ１ウ工ハ全体にフォトレジストを塗面し、露光磯
により所望のパターンを焼き付け、フォトレジストを現
像後、反応性イオンエツチング（ＲＩＥ）などでフォト
レジストをマスクとして下地のＳｉＯ□をエツチングし
、部分的に３１表面を露出させた。

次に、上記Ｓｉウェハに減圧ＣＶＤ法によりｌ膜を堆積
した。原料ガスにはジメチルアルミニウムハイドライド
と水素を用いた。堆積温度は、略２７０°Ｃ１堆積時の
反応管内圧力は、略１．５Ｔｏｒｒである。まず３１表
面の露出した表面にのみＡｊ２　（第１のＡｌ）を選択
的に堆積し１．ｌ膜厚が５ｉＯａ膜厚と同じになったと
ころで表面改質工程を行い、その後、Ａｊ２　（第２の
Ａｌ）をＳｉウェハ全面に堆積した。表面改質工程とし
て、減圧ＣＶＤ装置内にプラズマを発生させた。

測定した試料に形成されたＳｉＯ□パターン形状、Ａｌ
膜厚は、以下の通りである。Ｓ　ｉ、　０２膜厚は、１
０００人、２５００人、５０００人、７５００人、１．
００００　　人の５種類である。Ｓｉウェハ上に形成さ
れたパターンは第２図（ａ）に示したチエッカ−パター
ンである。

チエッカ−のサイズＬ、は、０．２５．０．５．１．２
．３．５．１０．２０μｍの８種類である。ウニ八全面
に堆積したｉ　（第１図の第２のｉ、４）の厚さは、１
００人、２５００人、５０００人の３種類である。Ｓｉ
基体の面方位、５ｉ０２厚さ、チエッカ−サイズＬｌ、
第２の八βの厚さ野４条件の組合せでできる２×５Ｘ８
Ｘ３＝２４０種の試料を用意した。

第１のＡｌおよび第２の４℃を堆積後、Ｘ線回折法で評
価したところ、ＳｉＯ□膜厚、チエッカ−サイズ、第２
のＡβ膜厚によらずいずれの試料も４℃（１１１）ピー
クのみが観測された。また、電子ビーム径が１００μｍ
〜１ｍｌｌ１φの従来ＲＨＥＥＤ装置で電子線回折パタ
ーンを観察したところ、いずれの試料も第６図（ａ）に
示すようなリング状パターンが観察された。従って、全
面に堆積した４℃が（１１１）配向の多結晶であること
が確認された。さらに、走査型μ−ＲＨＥＥＤ顕微鏡に
試料を装填し、０．１μｍまで電子線を絞った電子線を
用いて電子線回折パターンを観察したところ、強度は弱
いながら第６図（ｂ）に示すようなスポットパターンが
観察された。スポット状回折パターン上の回折斑点強度
を用いて走査μｍＲ）ＩＥＥＤ像を観察したところ第７
図（ａ）の様な像が得られた。斜線部が回折斑点強度の
強い領域であり、数〜１０μｍの結晶粒からなる多結晶
であることを示している。

上述の試料に公知のイオン注入法でＡｌ”を第２のＡｌ
にイオン注入した。加速電圧は、５０ＫＶ、ドーズ量５
　Ｘ　１０１″ｃｍ−”もしくはＩ　Ｘ　１０１６ｃｍ
−２である。

上記イオン注入を行うと、第２のＡｌは非晶質化もしく
は微結晶化する。非晶質化および微結晶化は以下のよう
にして確認した。まず、Ｘ線回折測定を行った。堆積し
た状態では、Ａｌ（１１１）回折ピークが観察されたが
、イオン注入した試料のＸ線回折パターンを測定すると
、Ａβに係わる回折ピークが観測されなくなった。また
、従来ＲＨＥＥＤ装置により電子線回折パターンを測定
するとリングパターンでもなく、スポットパターンでも
なくいわゆるハローな電子線回折パターンが観測された
。すなわち、イオン注入によりｌもしくはＡｌ−３ｉ膜
が単結晶でもなく、また通常の多結晶でもなく、非晶質
もしくは微結晶状態になった。

イオン注入を行った試料を電気炉に入れ、２００　℃、
　２５０　℃、　３００　℃、　３５０　℃、　４００
　℃。

４５０℃、５５０℃、６００℃の９水準の温度で熱処理
を行った。熱処理時間は略３時間である。熱処理は、水
素ガス雰囲気、大気圧下で行った。

上述の各試料を、上記条件で熱処理を行った後、走査μ
−ＲＨＥＥＤ顕微鏡内で、電子線回折パターン、および
走査μｍＲＨＥＥＤ像を観察した。

Ｓｉウニへの面方位、ＳｉＯ□膜厚、チエッカ−サイズ
、第２のＡｌの膜厚によらずいずれの試料も、熱処理温
度が２５０℃以上の場合、電子線回折パターンは加熱前
よりも強度の強い、第６図（ｂ）に示すようなスポット
パターンが観察された。第６図（ｂ）の回折パターンは
、回折斑点の出現する位置から、１（Ｉｌｌ）面に（１
０１］方向から電子線を入射させたときに生じる回折パ
ターンであった。第６図（ｂ）の回折パターン上の回折
斑点Ａ　（１１１回折斑点）および回折斑点Ｃ（２０２
回折斑点）の強度を用いて走査μｍＲ１１ＥＥＤ像を観
察した結果は第７図（ｂ）および（ｃ）と同様であった
。第７図（ｂ）および（ｃｌにおいて斜線部が回折斑点
強度の強い領域である。観察したチエッカ−パターンの
形成された上に堆積したＡｌ膜では回折斑点ＡもＣも共
に強く、熱処理によって単結晶化したことが確認された
。熱処理後の試料を従来のＲＨＥＥＤ装置で電子線回折
パターンを観察したところ、いずれの試料においても第
６図（ｂ）のような単結晶を示すスポットパターンが観
察された。

すなわち、イオン注入による第２の４℃の非晶質化の後
の熱処理によって、ＬＰ−ＣＶＤ法で堆積した状態では
多結晶であったＡｌが、単結晶化した。

なお、基体表面温度が６００℃のとき、オージェ電子分
光、もしくは二次イオン質量分析法による深さ方向分布
を測定すると、基体表面上の絶縁膜と第２の４℃の界面
において３１およびＡｌの溶は出しが観察された。

（実施例２） 実施例１においては、第２のＡβにＡｌ゛をイオン注入
したが、本実施例では、実施例１と同様の手順、試料に
おいでＳ１゛をイオン注入した。

Ｓｉ゛のイオン注入条件は以下の通りである。

加速電圧８０ＫＶ、ドーズ量は、５　Ｘ　１０１５ｃｍ
−２もしくはＩ　Ｘ　１０１１０ｌ６”である。

得られた結果は実施例１と同様であり、イオン注入によ
り第２のＡｇは、非晶質化、もしくは微結晶化した状態
となり、熱処理温度２５０℃以上では第２のＡｇが単結
晶化した。

（実施例３） 実施例１においては、第２のｉにＡｇまたはＡｌをイオ
ン注入したが、本実施例では、実施例１と同様の手順、
試料においてＨ゛をイオン注入した。

Ｈ゛のイオン注入条件は以下の通りである。

加速電圧２０ＫＶ、ドーズ量は、５　Ｘ　１０１６ｃｍ
−２もしくはＩ　Ｘ　１０”ｃｍ−２である。

得られた結果は実施例１と同様であり、イオン注入によ
り第２のＡｊ２は、非晶質化、もしくは微結晶化した状
態となり、熱処理温度２５０℃以上では第２のＡｇが単
結晶化した。

（実施例４） 実施例１においては、第２のＡｇにＡｇまたはＡｌをイ
オン注入したが、本実施例では、実施例１と同様の手順
、試料においてＡｒ”をイオン注入した。

Ａｒ’のイオン注入条件は以下の通りである。

加速電圧８０ＫＶ、ドーズ量は、５　Ｘ　１０１６ｃｍ
−２もしくは５　Ｘ　１０１８ｃｍ−２である。

得られた結果は実施例１と同様であり、イオン注入によ
り第２のｌは、非晶質化、もしくは微結晶化した状態と
なり、熱処理温度２５０℃以上では第２のＡｇが単結晶
化した。

（実施例５） 実施例１と同様の手順で第１図（ａ）に示すような断面
を有する試料を作製し、イオン注入および熱処理を行っ
た。

実施例１と異なるのは、Ｓｉウェハ上に形成したパター
ン形状である。Ｓｉウェハ上のパターンは、第２図（ｂ
）に示すピアホールパターンである。ピアホールのサイ
ズ１．２は、０２５．０．５．１．２．５４ｚｍの５種
類、Ｌ３は、■、２．５、Ｉｆ］、２０Ｂｍの５種類で
ある。Ｌ２．　Ｌ３の組合せでできる２５種類のピアホ
ールパターンを形成した。５ｌ（１２膜厚、ウェハ全面
に堆積したＡｎ　（第１図の第２の、１１．４）の厚さ
は実施例１と同様である。上記の工程を経て作製した試
料を実施例１と同様の手順で、１”をイオン注入し、そ
の後電気炉にて熱処理および観察を行った。Ａｇ゛のイ
オン注入条件は、実施例１と同様である。試料の熱処理
条件も実施例１と同様である。

実施例１と同様、ＬＰ−ＣＶＤ法で堆積した状態の第２
のＡｇのＸ線回折、従来ＲＨＥＥＤ装置による電子線回
折パターン観察、走査μｍＲＨＥＥＤ顕微鏡による電子
線回折パターンおよび、走査μｍＲＨＥＥＤ像観察を行
ったところ、全面に堆積したＡｇ（第２の、ｌ）は、い
ずれの試料においても、数〜１０μｍ程度の結晶粒から
なる＜１１１）配向多結晶であった。

また、Ａｌ”をイオン注入するといずれの試料も、実施
例１と同様、非晶質もしくは、微結晶状態になっている
ことが確認された。

次いで、実施例１と同様の条件で、電気炉において熱処
理を行い、走査型μ−ＲＨＥＥＤ顕微鏡で電子線回折パ
ターン、および走査μｍＲＨＥＥＤ像を観察したところ
、実施例１と同様、Ｓ１ウエハの面方位、５１０２膜厚
、チエッカ−サイズ、第２の、ｌの膜厚によらずいずれ
の試料も、熱処理温度が２５０℃以上の場合、走査μｍ
Ｒ）ＩＥＥＤ像観察から単結晶化したことが確認された
。また、実施例１と同様、基体表面温度が６００℃以上
のとき、オージェ電子分光、もしくは二次イオン質量分
析法による深さ方向分布を測定すると、基体表面上の絶
縁膜と第２のＡβ界面においてＳｉおよび、ｌの溶は出
しが観察された。

（実施例６） 実施例５においては、第２のｉにＡｇ゛をイオン注入し
たが、本実施例では、実施例５と同様の手順、試料にお
いてＳｉ０をイオン注入した。

Ｓ１゛のイオン注入条件は実施例２と同様である。

得られた結果は実施例５と同様であり、イオン注入によ
り第２の１１は、非晶質化５もしくは微結晶化した状態
となり、熱処理温度２５０℃以上では第２のＡｒが単結
晶化した。

（実施例７） 実施例５においては、第２のＡｒ２にＡｒまたはＡｌを
イオンを注入したが、本実施例では、実施例５と同様の
手順、試料においてＨ′″をイオン注入した。

Ｈ′″のイオン注入条件は実施例３と同様である。

得られた結果は実施例５と同様であり、イオン注入によ
り第２のＡｒ２は、非晶質化、もしくは微結晶化した状
態となり、熱処理温度２５０℃以上では第２のＡｒ２が
単結晶化した。

（実施例８） 実施例５においては、第２のＡｒ２に雇じをイオンを注
入したが、本実施例では、実施例５と同様の手順、試料
においてＡｒ’をイオン注入した。

Ａｒ”のイオン注入条件は実施例４と同様である。

得られた結果は実施例１と同様であり、イオン注入によ
り第２のＡｒは、非晶質化、もしくは微結晶化した状態
となり、熱処理温度２５０℃以上では第２の、＋１が単
結晶化した。

（実施例９） 実施例１と同様の手順で第１図（ａ、）に示すような断
面を有する試料を作製し、イオン注入および熱処理を行
った。実施例１と異なるのは、Ｓｉウェハ上に形成した
パターン形状である。Ｓｉウェハ上のパターンは、第２
図（Ｃ）に示すライン＆スベスパターンである。ライン
＆スペースのサイズし４は、０．２５．０．５．１．２
．５ｇｍの５種類、Ｌ。

は、１．２．５、ｌ１０１２０ｕの５種類である。

Ｌ４．　Ｌ５の組合せでできる２５種類のライン＆スペ
ースパターンを形成した。５１０２膜厚、ウェハ全面に
堆積したｉ　（第１図の第２のＡｒ、４）の厚さは実施
例１と同様である。

上記の工程を経て作製した試料を実施例１と同様の手順
で、　Ａｒ゛をイオン注入し、その後電気炉にて熱処理
および観察を行った。Ａｒ４のイオン注入条件は、実施
例１と同様である。試料の熱処理条件も実施例１と同様
である。

実施例１と同様、ＬＰ−Ｃ’ｉ’Ｄ法で堆積した状態の
第２のｌＱＸ線回折、従来ＲＨＥＥＤ装置による電子線
回折パターン観察、走査μｍＲＨＥＥＤ顕微鏡による電
子線回折パターンおよび、走査μｍＲＨＥＥＤ像観察を
行ったところ、全面に堆積したＡ！Ｑ（第２のＡｒ）は
、いずれの試料においても、数〜１０μｍ程度の結晶粒
からなる（１１１）配向多結晶であった。

また、昼げをイオン注入するといずれの試料も、実施例
１と同様、非晶質もしくは、微結晶状態になっているこ
とが確認された。

次いで、実施例１と同様の条件で、電気炉において熱処
理を行い、走査型μｍＲＨＥＥＤ顕微鏡で電子線回折パ
ターンおよび走査μｍＲＨＥＥＤ像を観察したところ、
実施例１と同様、Ｓｉウェハの面方位、５ｉ０２膜厚、
チエッカ−サイズ、第２のＡｒの膜厚によらずいずれの
試料も、熱処理温度が２５０℃以上の場合、走査μｍＲ
ＨＥＥＤ像観察から単結晶化したことが確認された。ま
た、実施例１と同様、基体表面温度が６００℃以上のと
き、オージェ電子分光、もしくは二次イオン質量分析法
による深さ方向分布を測定すると、基体表面上の絶縁膜
と第２のＡｒ２界面においてＳｉおよびＡｒの溶（ブ出
しが観察された。

（実施例１０） 実施例９においては、第２の八βにＡｒ”をイオンを注
入したが、本実施例では、実施例９と同様の手順、試料
においてＳｉ゛をイオン注入した。

Ｓｉ゛のイオン注入条件は実施例３と同様である。以下
の通りである。

得られた結果は実施例９と同様であり、イオン注入によ
り第２の、ｌは、非晶質化、もしくは微結晶化した状態
となり、熱処理温度２５０℃す、上では第２のｉが単結
晶化した。

（実施例１１） 実施例９においては、第２のＡｌにＡｒ゛をイオン注入
したが、本実施例では、実施例９と同様の手順、試料に
おいてＨ゛をイオン注入した。

Ｈ゛のイオン注入条件は実施例３と同様である。

得られた結果は実施例９と同様であり、イオン注入によ
り第２のＡｌ２は、非晶質化、もしくは微結晶化した状
態となり、熱処理温度２５０℃以上では第２の、ｌが単
結晶化した。

（実施例１２） 実施例９においては、第２の、ｌにＡｌ２”をイオン注
入したが、本実施例では、実施例９と同様の手順、試料
においてＡｒ’をイオン注入した。

Ａｒ”のイオン注入条件は実施例４と同様である。

得られた結果は実施例９と同様であり、イオン注入によ
り第２のｉは、非晶質化、もしくは微結晶化した状態と
なり、熱処理温度２５０℃以上では第２のＡｌ２が単結
晶化した。

（実施例１３） 実施例１〜１２では、試料断面構造は第１図（ａ）に示
すように試料表面は、第２のＡｌ２が全面に形成されて
いた。本実施例では、実施例１〜１２において第２の八
ρの上に第１図（ｂ）に示すように絶縁膜を形成して、
実施例１〜１２と同様の手順で、イオン注入および電気
炉による熱処理を行った。

なお、本実施例では、第１の八でおよび第２のＡｒ堆積
後、イオン注入を行い、イオン注入後、電気炉による熱
処理を行った。イオン注入条件、熱処理条件は、実施例
１〜１２と同様である。第２の１の上の絶縁膜として常
圧ＣＶＤによって成膜した５ｉＯ２（以下ＣＶＤ　５ｉ
Ｏｚ　ト略ｔ　）　、”Ｋ圧ＣＶＤ　６　ニよって成膜
したボロンドープした酸化膜（以下ＢＳＧと略す）、常
圧ＣＶＤ法によって成膜したリンドープした酸化膜（以
下ＰＳＧと略す）、常圧ＣＶＤ法によって成膜したボロ
ンおよびリンドープした酸化膜（以下ＢＰＳＧと略す）
、プラズマＣＶＤ法によって成膜した窒化膜（以下Ｐ−
３ｉＮと略す）、ＥＣＲ装置によって成膜した窒化膜（
以下Ｐ−３ｉＮと略す）を用いた。以下箱２のｉ上の絶
縁膜を第２絶縁膜とする。

第２絶縁膜の厚さは、１０００人、２０ＤＯ人、５００
０人、１μｍとした。熱処理温度は実施例１〜１２と同
様である。熱処理後、第２絶縁膜をエツチングにより取
り除いて、実施例１〜１２と同様、走査μｍＲ１（ＥＥ
Ｄ顕微鏡で電子回折パターン、走査μｍＲＨＥＥＤ像を
観測した。得られた結果は、実施例１〜Ｉ２と同様であ
り、基体温度が２５０℃以上のとき、第２のＡｒは単結
晶化した。また、実施例１〜１２と同様、基体表面温度
が６００℃以上のとき、オージェ電子分光、もしくは二
次イオン質量分析法による深さ方向分布を測定すると、
基体表面上の絶縁膜と第２のＡでの界面においてＳｉお
よびＡｒの溶は出しが観察された。

（実施例１４） 実施例１〜１２では、試料断面構造は第１図（ａ）に示
すように試料表面は、第２の八ρが全面に形成されてい
た。本実施例では、第２のＡｌ２の上に第１図（ｂ）に
示すように絶縁膜を形成して、実施例１〜１２と同様の
手順で、イオン注入および電気炉による熱処理を行った
。実施例１３では、イオン注入の後、第２絶縁膜を堆積
して、電気炉による熱処理を行ったが、本実施例では、
第１のｉ、第２のＡｊ２堆積後、第２絶縁膜を堆積した
後、イオン注入を行い、電気炉による熱処理を行った。

イオン注入条件、熱処理条件は、実施例１〜Ｉ２と同様
である。第２のＡｒの土の絶縁膜としてＣＶＤ　５１０
２、ＢＳＧ　、ＰＳＧ　、　ＢＰＳＧ、　Ｐ−３ｉＮ　
、　ＥＣＲ−３ｉＮを用いた。第２絶縁膜の厚さとして
は、５００人、１０００人とした。熱処理温度は実施例
１〜１２と同様である。熱処理後、第２絶縁膜をエツチ
ングにより取り除いて、実施例１〜１２と同様、走査μ
−ＲＨＥＥＤ顕微鏡で電子回折パターン、走査μ−ＲＨ
ＥＥＤ像を観測した。得られた結果は、実施例１〜１２
と同様であり、基体温度が２５０℃以上のとき、第２の
、ｌは単結晶化した。また、実施例１〜１２と同様、基
体表面温度が６００°Ｃ以上のとき、オージェ電子分光
、もしくは二次イオン質量分析法による深さ方向分布を
測定すると、基体表面上の絶縁膜と第２のＡｌ１．の界
面においてＳｉおよびｌの溶は出しが観察された。

（実施例１５） 実施例１〜１４では、第１図（ａ）のＳｉ基体上に形成
された絶縁膜（第１絶縁膜）は、熱駿化法による５ｉｎ
２であった。本実施例では、Ｓｉ基体上の絶縁膜として
ＣＶＤ　５ｉＣｈ膜、ＢＳＧ　、　ＰＳＧ　、　ＢＰＳ
Ｇ、Ｐ−５ｉＮ　、　Ｔ−３ｉＮ　、　ＬＰ−３ｉＮ、
　ＥＣＲ−３ｉＮを用いた。これら絶縁膜の厚さは、１
０００人、２５００人、５０００人、７５００人、１０
０００人の５種類である。

第１のｌ膜、第２のｌ膜の厚さ、イオン注入条件は、実
施例１〜１４と同様であった。

実施例１〜１４同様、基体温度が２５０℃以上のとき、
第２のＡｌは単結晶化した。また、実施例１〜１４と同
様、基体温度が６００℃以上のとき、オージェ電子分光
、もしくは二次イオン質量分析法による深さ方向分布を
測定すると、基体表面上の絶縁膜と第２の八ρの界面に
おいてＳｉおよびＡｌ１の溶は出しが観察された。

（実施例１６） 第２の八での単結晶化領域を測定した。試料形状の模式
図を第１０図（ａ）に示す。断面構造は、第１図（ａ）
と同様である。Ｓｉ基体上の絶縁膜には幅Ｌ１゜のライ
ンが形成されている。すなわち、幅ＬＩＯの単結晶へで
（第１のＡｌ）が形成される。

ラインの幅ＬＩ。は、　０．５μｍ、１μｍ、２ｇｍ５
　μｍ　、　１０μｍ　、２０μｍの６種類である。Ｓ
ｉウェハの面方位は（１００）および（１１１）を用い
た。絶縁膜として熱酸化法によるＳｉＯ□を用いた。５
１０２膜厚（ま、１０００人、２５００人、５０００人
、７５００人、Ｉｏｏｏｏ　人の５種類である。ウニ八
全面に堆積したｉ　（第１図の第２の／ｌ、４、もしく
は第１０図（ａ）の第２のＡβ６３）の厚さは、１００
０人、２５００人、５ＯＤＯ人の３種類である。Ｓｉ基
体の面方位、５ｉ０２厚さ、第１のＡｌ２の幅り、。、
第２のＡｌの厚さの４条件の組合せでできる２Ｘ５Ｘ６
ｘ３：＝１８０種の試料を用意した。

第２のＡｌの結晶性は、Ｘ線回折法、従来ＲＨＥＥＤ装
置による電子線回折パターン観察、走査μｍＲＨＥＥＤ
顕微鏡による電子線回折パターンおよび走査μ−ＲＨＥ
ＥＤ像観察から、実施例１と同様、数〜ｌＯμｍの結晶
粒からなる多結晶であった。

イオン注入条件は、実施例１と同様の条件で１”を注入
した。イオン注入により第２の、１は、非晶化もしくは
微結晶化した。イオン注入の後、実施例１と同様の条件
で電気炉により熱処理を行った。

熱処理後、走査型μ−ＲＨＥＥＤ顕微鏡において、電子
線回折パターンおよび走査μｍＲＨＥＥＤ像を観察した
ところ、電子線回折パターンは、実施例１と同様、加熱
処理前よりも強度の強い第６図（ｂ）のようなスポット
パターンが観察されたＡｌ１１回折斑点、２０２回折斑
点を用いて測定した走査μｍＲＨＥＥＤ像はそれぞれ第
９図（ｂ）および（ｃ）と同様であった。第９図（ａ）
はＳｉ基体上のパターンを示す図であり、第１のＡｌの
方向（ライン方向）は、第９図（ａ）のｙ方向にほぼ平
行である。第９図（ｃ）のり、を測定することにより単
結晶化した領域の長さを知ることができる。

第９図（ｃ）では、Ｌ８があたかも１０〜２０μｍ程度
のように示しであるが、基体温度２５０℃以上のとき、
Ｌ８は、略１ｃｍであった。すなわち、単結晶である第
１のＡｌ２を核としてＳｉＯ□上の第２のｌが長さＩｃ
ｍにわたって単結晶化した。また、実施例１〜１２と同
様、基体表面温度が６００℃以上のとき、オージェ電子
分光、もしくは二次イオン質量分析法による深さ方向分
布を測定すると、基体表面上の絶縁膜と第２の、ｌ界面
において３１および八〇の溶は出しが観察された。

（実施例１７） 実施例１６においては、第２のＡｌにＡβ０をイオン注
入したが、本実施例では、実施例１６と同様の手順、試
料においてＳｉ′″をイオン注入した。

Ｓｉ゛のイオン注入条件は実施例２と同様である。

得られた結果は実施例１６と同様であり、イオン注入に
より第２のｌは、非晶質化、もしくは微結晶化した状態
となり、熱処理温度２５０℃以上では第２　、ｌが単結
晶化した。

（実施例〕８） 実施例１６においては、第２のＡｎに八ρ゛をイオン注
入したが、本実施例では、実施例１６と同様の手順、試
料においてＨ゛をイオン注入した。

Ｈ１゛のイオン注入条件は実施例３と同様である。

得られた結果は実施例１６と同様であり、イオン注入に
より第２のＡｊ２は、非晶質化、もしくは微結晶化した
状態となり、熱処理温度２５０℃以上では第２のＩｆが
単結晶化した。

（実施例１９） 実施例１６においては、第２のＡｌにｉ“をイオン注入
したが、本実施例では、実施例１と同様の手順、試料に
おいてＡｒ”をイオン注入した。

Ａｒ”のイオン注入条件は実施例４と同様である。

得られた結果は実施例１６と同様であり、イオン注入に
より第２の、ｌは、非晶質化、もしくは微結晶化した状
態となり、熱処理温度２５０℃以上では第２のｌが単結
晶化した。

（実施例２０） 実施例１６〜１９では、試料断面構造は第１０図（ａｔ
に示すように、第２のｉが試料表面の全面に形成されて
いた。本実施例では、第２のＡ４の上に第１０図（ｂ）
に示すように絶縁膜を形成して、実施例１６〜１９と同
様の手順で、イオン注入および電気炉による熱処理を行
った。なお、本実施例では、第１のＡｌおよび第２のＡ
ｌ堆積後、イオン注入を行い、イオン注入後、電気炉に
よる熱処理を行った。イオン注入条件、熱処理条件は、
実施例１６〜１９と同様である。第２の八２の上の絶縁
膜（第２絶縁膜）としてＣＶＤ　ＳｉＯ□、ＢＳＧ　、
　ＰＳＧ、ＢＰＳＧ、　Ｐ−３ｉＮ　、　ＥＣＲ−３ｉ
Ｎを用いた。第２絶縁膜の厚さは、１０００人、２００
０人、５０００人、１μｍとした。熱処理温度は実施例
１６〜１９と同様である。熱処理後、第２絶縁膜をエツ
チングにより取り除いて、実施例１６〜１９と同様、走
査μｍＲ１（ＥＥＤ顕微鏡で電子線回折パターン、走査
μｍＲＨ，ＥＥＤ像を観測した。得られた結果は、実施
例１６〜Ｉ９と同様であり、基体温度が２５０℃以上の
とき、第２の、ｌは単結晶化した。

また、実施例１６〜１９と同様、基体表面温度が６００
℃以上のとき、オージェ電子分光、もしくは二次イオン
質量分析法による深さ方向分布を測定すると、基体表面
上の絶縁膜と第２の１の界面においてＳｉおよびＡｌの
溶は出しが観察された。

（実施例２１） 実施例１６〜１９では、試料断面構造は第１図（ａ）に
示すように、試料表面は、第２のＡｊ２が全面に形成さ
れていた。本実施例では、実施例１〜１２における第２
のＡｌの上に第１０図（ｂ）に示すように絶縁膜を形成
して、実施例ＩＳ〜１９と同様の手順で、イオン注入お
よび電気炉による熱処理を行った。さらに、実施例２０
では、イオン注入の後、第２絶縁膜を堆積して、電気炉
による熱処理を行ったが、本実施例では、第１の／ｌお
よび第２のＡｌ堆積後、第２絶縁膜を堆積した後、イオ
ン注入を行い、電気炉による熱処理を行った。イオン注
入条件、熱処理条件は、実施例１６〜１９と同様である
。

第２のＡｌの上の絶縁膜としてＣＶＤ　５ｉｎ２、ＢＳ
Ｇ　、　ＰＳＧ　、　ＢＰＳＧ、　Ｐ−３ｉＮ　、　Ｅ
ＣＲ−３ｉＮを用いた。

第２絶縁膜の厚さは、　５００人、１０００人とした。

熱処理温度は実施例１６〜１９と同様である。熱処理後
、第２絶縁膜をエツチングにより取り除いて、実施例１
６〜１９と同様、走査μｍＲＨＥＥＤ顕微鏡で電子線回
折パターン、走査ＩＬ−ＲＨＥＥＤ像を観測した。得ら
れた結果は、実施例１６〜１９と同様であり、基体温度
が２５０℃以上のとき、第２のＡｌは単結晶化した。　
また、実施例１６〜１９と同様、基体表面温度が６００
℃以上のとき、オージェ電子分光、もしくは二次イオン
質量分析法による深さ方向分布を測定すると、基体表面
上の絶縁膜と第２のＡｌの界面においてＳｉおよびＡｌ
の溶は出しが観察された。

（実施例２２） 実施例１６〜２１では、第１０図（ａ）または（ｂ）の
Ｓｉ基体上に形成された絶縁膜（第１絶縁膜）は、熱酸
化法によるＳｉＯ□であった。本実施例では、Ｓｉ基体
上の絶縁膜としテＣＶＤ　５ｉＯｚ膜、ＢＳＧ　、　Ｐ
ＳＧ、ＢＰＳＧ、　Ｐ−ＳｉＮ　、　Ｔ−３ｉＮ　、Ｌ
Ｐ−３ｉＮ、　ＥＣＲ−３ｉＮを用いた。これら絶縁膜
の厚さは、１０００人、２５００人、５０００人、７５
００人、１００００人の５種類である。

第２のＡｌ膜、第２の絶縁膜の厚さ、イオン注入条件は
、実施例１６〜２１と同様であった。

実施例１６〜２１同様、基体温度が２５０℃以上のとき
、第２のＡｌは単結晶化した。また、実施例１６〜２１
と同様、基体温度が６００℃以上のとき、オージェ電子
分光、もしくは二次イオン質量分析法による深さ方向分
布を測定すると、基体表面上の絶縁膜と第２のＡｌの界
面においてＳｉおよびＡｌの溶は出しが観察された。

（実施例２３） 実施例１〜２２では、第１のＡｌ２および第２のｉはと
もにＤＭＡＨ（ジメチルアルミニウムハイドライド）と
水素とを用いたＬＰ−ＣＶＤ法により純ＡＪ２を用いた
。本実施例では、純ＡＩ２に替わってＡｌ−ＳＬを用い
た。ＤＭＡＨと水素を用いたＬＰ−ＣＶＤにおいて、Ｓ
ｉ２Ｈ６を添加してＡｌ２−３ｉを堆積した。

第１の、＋１−３Ｌおよび第２のＡｎ−３ｉ膜中の含有
量は、０．２　、０．５．１．０％である。

実施例１〜２２においてＡｌをＡｌ−３１に替えて、実
施例１〜２２と同様の熱処理を行った。

得られた結果は、実施例１〜２２と同様であった。

（実施例２４） 実施例１〜２２においては、第１のｉおよび第２の八β
はともにＤＭＡＨと水素とを用いたＬＰ−ＣＶＤ法を用
いて形成した。熱処理によって第２のＡｌ２が単結晶化
するためには、第１の／ｌが単結晶である必要がある。

ＬＰ−ＣＶＤ法そは、第１のＡｌ２および第２のＡｌを
同一装置内で連続的に堆積できる利点があるが、第２の
Ａｌ２は、多結晶もしくは非晶質であればＣＶＤ法によ
るＡｌ膜である必要はない。

本実施例では、実施例１〜２２と同様の試料、加熱処理
条件で、第２のｉのみスパッタ法で形成した。第２の、
ｌをＸ線回折法、従来ＲＨＥＥＤ装置による電子線回折
パターン測定、走査型μｍＲＨＥＥＤ顕微鏡による電子
線回折パターンおよび走査μ−ＲＨＥＥＤ像観察を行っ
たところ、堆積した状態では、粒径路ＩＩＬｍ以下の多
結晶であった。

実施例１〜２２と同様の条件でイオン注入および加熱処
理したところ、得られた結果は、実施例１〜２２と同様
、基体温度が２５０°Ｃ以上のとき、第２のＡｆｌは単
結晶化した。但し、実施例１６〜２２と同様の手順で測
定したＬ３の単結晶化領域は、第２のｉにＣＶＤまたは
Ａｌを用いた１ｃｍより、短く略０．８ｃｍであった。

また、実施例１〜２２と同様、基体表面温度が６００℃
以上のとき、オージェ電子分光、もしくは二次イオン質
量分析法による深さ方向分布を測定すると、基体表面上
の絶縁膜と第２のＡｌの界面においてＳｉおよびＡｌの
溶は出しが観察された。

（実施例２５） 実施例１〜２２と同様の試料形状、加熱条件で、第１の
Ａ氾には、ＤＭＡＨと水素５ｉＪｓを用いたＬＰ−ＣＶ
Ｄ法によるＡｌ２−３ｉ、第２のＡｌ２には、ＤＭＡＨ
と水素を用いたＬＰ−ＣＶＤ法による純Ａｊ２を用いた
。

第１のＡｌ−Ｓｉ中のＳｉ含有量は、０．２．０．５１
．０％である。

得られた結果は、実施例１〜２２と同様であつた。

（実施例２６） 実施例１〜２２と同様の試料形状、加熱条件で、第１の
Ａｌには、ＤＭＡＨと水素と５ｉ２Ｈｓを用いたＬＰ−
ＣＶＤ；去によるＡｌ２−３ｉ、第２の／ｌには、スパ
ッタ法によるＡｌ２−３ｉを用いた。第１のＡβ−３ｌ
中の−３１含有量は、０．２．０．５　、１．０％であ
る。

得られた結果は、実施例１〜２２と同様であった。但し
、実施例１６〜２２と同様の手順で測定したＬ８の単結
晶化領域は、第２のＡｌ２にＣＶＤ　　、ｌを用いた１
ｃｍより、短（、略０．８ｃｍであった。

［発明の効果］ 以上説明したように、本発明によれば、ＳｉＯ□上のＡ
β月莫であっても、５１０２がバターニングされ、Ｓｉ
が露出した部分に単結晶Ａｌが存在すると、イオン注入
および熱処理によって単結晶化することができた。しか
も、単結晶化は低温の熱処理で可能である。この単結晶
化したれを配線に用いることにより、マイグレーション
耐性を向上させることができる。

【図面の簡単な説明】

第１図は本発明による単結晶化方法及びそれを利用した
配線形成方法を説明する為の模式的断面図、 第２図（ａ）　、　（ｂ）　、　（ｃ）は、本発明に適
用可能な単結晶、ｌシードパターンを説明するための模
式的上面図、 第３図は、走査型μｍＲＨＥＥＤ顕微鏡を説明する模式
図。 第４図は、走査μｍＲＨＥＥＤの原理を説明するための
模式図、 第５図は、走査μｍＲＨＥＥＤ顕微鏡観察の原理を説明
するための模式図、 第６図は、電子線回折パターンを示す図、第７〜９図は
、試料全面に堆積したＡβ膜の結晶粒界を示す走査μｍ
ＲＨＥＥＤ像の一例を示す図であり、それぞれ、 （ａ）試料加熱前、 （ｂ）試料加熱後（検出回折斑点１１１）、（ｃ）試料
加熱後（検出回折斑点２０２）、を示す。 第１θ図（ａ）　、　（ｂ） 斜視図である。 は単結晶化を行う試料の模式的 １・・・Ｓｉ基体、 ２・・・第１絶縁膜、 ３・・・第１のＡｌ， ４・・・第２の八ρ、 ５・・・第２絶縁膜、 ６・・・第３のＡｌ（選択成長 ７・・・第４のＡｌ ８・・・第３締縁膜、 １１・・・絶縁体部、 １２・・・開口部、 ２０・・・電子銃、 ２１・・・電子ビーム、 ２２・・・回折電子線、 ２３・・・蛍光板、 ２４、２４’　、　２４″ ２５　２５’　　２５− ・・・光ファイバ、 ・・・光電子増倍管、 Ａｌ） ２６、２６’　、　２６−・・・電気信号に変換された
回折斑点強度、 ２７・・・走査信号、 ２８・・・ＣＲＴ、 ２９・・・二次電子信号、 ３０・・・二次電子検出器、 ３１・・・試料、 ３４・・・真空チャンバー ３５・・・排気装置、 ６１・・・Ｓｉ基体、 ６２・・・第１の八β、 ６３・・・第２のＡｌ、 ６４・・・第１絶縁膜、 ６５・・・第２絶縁膜（第２のへβ上の絶縁膜）６ 第３図 づ ノ ー〇 ト ｑフ Ｃ） υ 第４図 ／／＝う＼ ／／−−＼、 ・ ・ 第６図 １コ 、０ Ｌ二一

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 １）ＡｌまたはＡｌを主成分とするＡｌ合金からなる非
   単結晶金属膜を少なくともその一部においてＡｌまたは
   Ａｌを主成分とするＡｌ合金からなる単結晶金属に接し
   て形成する工程と、 前記非単結晶金属膜を非晶質化または微結晶化する工程
   と、 前記非晶質化または微結晶化された非単結晶金属膜を加
   熱して少なくともその一部分を単結晶化する工程と を有することを特徴とする金属薄膜形成法。 ２）前記非晶質化または微結晶化をイオン注入によって
   行うことを特徴とする請求項１に記載の金属薄膜形成法
   。 ３）半導体基体の主面上に絶縁膜を形成する工程と、 該絶縁膜に開口部を設けて前記半導体の表面を露出させ
   る工程と、 前記開口部内にＡｌまたはＡｌを主成分とするＡｌ合金
   からなる第１の金属からなる単結晶を堆積させる工程と
   、 前記第１の金属からなる単結晶上および前記絶縁膜上に
   ＡｌまたはＡｌを主成分とするＡｌ合金からなる第２の
   金属の薄膜を形成する工程と、前記第２の金属の薄膜を
   非晶質化または微結晶化する工程と、 該第１の金属からなる単結晶を種結晶とし前記第２の金
   属の薄膜を加熱して少なくともその一部を単結晶化する
   工程と を有することを特徴とする半導体装置における金属薄膜
   形成法。 ４）前記第１の金属からなる単結晶としてジメチルアミ
   ニウムハイドライドのガスと水素ガスを用いたＣＶＤ法
   によってＡｌ単結晶を前記開口部内に選択的に堆積させ
   ることを特徴とする請求項３に記載の金属薄膜形成法。 ５）前記非晶質化または微結晶化をイオン注入によって
   行うことを特徴とする請求項３または４に記載の金属薄
   膜形成法。 ６）前記加熱を前記第２の金属の薄膜上にさらに第２の
   絶縁膜を形成した後に行うことを特徴とする請求項３な
   いし５のいずれかの項に記載の金属薄膜形成法。 ７）前記第２の金属の薄膜を２５０℃以上に加熱するこ
   とを特徴とする請求項３ないし６のいずれかに記載の金
   属薄膜形成法。