JPH06509682A - アルミニウムと窒化チタンとの間の界面の安定化 - 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】 本発明は、一般に半導体装置の製造に係り、特に、スパイク、ヒロック又はノツ チの抑制のための障壁層を有する、集積回路のような半導体装置に関する。

半導体装置の製造において、低い熱膨張係数を有する電気的分離膜の第１の層が 、堆積された及び／又はパターン化されたポリシリコン、ポリサイド又は高融点 金属のトランジスタゲート、ソース又はドレイン、又は予め堆積され、パターン 化されたキャパシタ電極上に堆積され得る。

次いで、絶縁層にコンタクトホールがプラズマエツチングにより形成される。次 の工程では、第１のレベルの高い熱膨張係数の配線材料が、下の部品と電気的に 接触するように堆積される。このレベルの配線材料は、配線トラックを形成する ために通常のフォトグラフィーを用いて、典型的には種々の塩素及び弗素を含む 放電中で、プラズマエツチングされる。

その後、第２のレベルの低い熱膨張係数の電気的分離膜が、その電気的分離を確 保するように、パターン化された配線材料上に堆積される。この誘電体は、典型 的には３５０〜５００℃の温度で堆積される。不幸なことに、そのような温度に さらすことにより、単結晶基板及びポリシリコントラックにスパイクが形成され 、配線材料にヒロックが成長する。スパイクは、配線層の下地層への樹枝状の侵 入であり、一方、ヒロックは上部層に突出する同様の侵入である。ヒロック及び スパイクの形成は、後に詳細に説明するであろう。

配線層上にチタン／タングステン合金層を堆積することによりヒロックの形成を 抑制することは、例えば米国特許第４゜７８２．３８０号に提案されている。こ れによってヒロックの形成に打ち勝つことに部分的に成功することが証明された が、３弗化アルミニウムは１０４０℃の極めて高い融点と、１３５７℃の沸点を 有するので、不幸なことに、アルミニウム合金のプラズマエツチングは、弗素系 プラズマ化学に用いることが出来ない。

６塩化タングステン、ＷＣｌ６は、２７５℃の高融点と３４６．７℃の非常に高 い沸点を有しており、かつ６弗化タングステン、ＷＦ６は、２．５℃の非常に低 い融点とわずか１７．５℃の融点を有しているので、典型的には１０．Ｑｗｔ％ のＴｉと９０ｗｔ％のＷを含んでいるＴｉ：Ｗ膜は、塩化タングステンのスパッ タリングに必要な広範なイオンボンバードメントなしに、塩素系プラズマ化学に おいてゆるやかにエツチングされる。ＣＦ　ＳＣＦ　ＳＳＦ　５ＮＦ３又は他の 弗素合釘放電におけるＴｉ　：Ｗ膜のエツチングは、かなり容易であり、広範な スパッタリングを必要としない。ＴｉＷ／ＡＩ構造のプラズマエツチングは、塩 化タングステンのスパッタリングを誘引するためにイオンボンバードメントが利 用されないならば、塩素及び弗素プラズマの使用を必要とするかも知れない。

上部Ｔｉ：Ｗ層が、配線材料が除去されなけらばならない領域で完全にエツチン グ除去されないならば、そして塩化タングステンをスパッタするためにイオンボ ンバードメントが利用されないならば、（エツチングされるべきアルミニウム合 金上に位置する）Ｔｉ　：Ｗの残渣は、塩素系のアルミニウム合金のエツチング 中に、局部的マイクロマスクとして作用し、局部的な石荀状体（ｓｔａｌａｇｍ ｘｉｔｅ　）や枕木状体（！ｔｔｉｎｇｅｔ）を形成させ、それらは収率と信頼 性の問題を生ぜしめる。

Ｔｉ：Ｗは、粉末冶金により得られる。スパッタにより形成された膜は、Ｗ及び Ｔｉがリッチな相を有する、単一体心立方β−相から構成され、それらは下地の アルミニウム合金と反応しない。約４２５℃の温度では、アルミニウムはタング ステン中にゆるやかに拡散し、粒界においてアルミニウムに富む金属間相ＷＡ１ ５を形成する。すこし高い温度では、タングステンに富む金属間相もまたＷＡ　 １５を析出する。

約３５０℃の温度では、チタンはアルミニウム合金中に拡散し、粒界において他 のアルミニウムに富む相Ｔ　ｉＡ　１３を形成する。

半導体装置の製造は、（アルミニウム合金）−Ｔｉ：Ｗ界面が４２５℃を越える 温度にさらされることを必要とするので、その界面は金属学的に不安定であり、 望ましくないであろう。

アルゴンと窒素の混合物中でのＴｉ：Ｗの反応性スパッタリングは、Ｔｉ及びＷ の粒界を窒素で充填することにより界面の安定性を改善することが出来るが、こ の技術は、チタンＴｉ、タングステンＷ１窒化チタンＴｉＷ、及び窒化タングス テンＷＮ２の非常に複雑な固溶体の形成に至る。

得られたＴｉ　：Ｗターゲットは、一般に低品質であり、７５ないし９８％の理 論密度と非常にポーラスであり、メタライズされたウェハ上に粒子を生じさせる 大きなりリスタライトを有しており、それらの可動イオン濃度は非常に高く、高 品質ＣＭＯ３の要求には適合しない。時々、それらのＴｉ／Ｗ比はバルク中にお いて変化し、再現性の問題を生ぜしめる。

それらは製造するに非常に高価であり、そのコストはある用途には妨げとなる。

Ｔｉ：Ｗターゲットの空気への露出は自然の酸化を生じ、メタライズされたウェ ハ上への大きな粒子の問題を生じさせるので、Ｔｉ　：Ｗのスパッタリング自体 は、達成が非常に困難である。チャンバー壁へのＴｉ　：Ｗの蓄積は、問題であ り、フレーキングと粒子汚染を生ずる。

スパッタにより形成された膜の固有のストレスは、ターゲトの履歴、その酸化状 態、及びスパッタリング中に変化するターゲトのＴｉ／Ｗ比に応じて、一般に非 常に高い。それにもかかわらず、増加するスパッタリング圧力は、このストレス を低い値に減少させる。しかし、そのような挙動の理由は未だ理解されておらず 、不所望のアルゴンの捕捉によるものかも知れない。

窒素中におけるＴｉ：Ｗの反応性スパッタリングは、より困難であり、Ｔｉ、Ｔ ｉＮ５Ｗ及びＷＮ２の非常に複雑な固溶体を与える。

Ｔｉ　：Ｗ障壁層の使用は、従って、一般に満足するものではない。

窒化チタン障壁層を用いることもまた提案されている。しかし、窒化チタンに関 する問題は、チタンが非常に酸化し易いことであり、アルゴン−窒素ガス混合物 中のチタンターゲットからのＴｉＮの反応性スパッタリングは、残留する酸素及 び水蒸気の完全な制御を必要とする。ただし、この酸化は、スパッタリング装置 のベース圧力を減少させることにより、非常に純粋な窒素及びアルゴンを用いる ことにより、ＴｉＮによるそのメタライゼーション前にウェハ中にトラップされ た酸素原子を含むガスの完全な脱着を確実にすることにより、非常に低い残留酸 素チタンターゲットを選択することにより、及びウェハに−１００〜−１５０ｖ のオーダーの小さい負のバイアスを印加することにより、防止することが可能で あるが。

スパッタにより形成された酸素を含まないＴｉＮは、その複合化学量論及び温度 に関連する複合結晶構造を有する。約５００℃より低い温度に対しては、様々な Ｘ線回折面により特徴づけられる３つの結晶構造を有する。

１）（０１，２）、（１１０）及び（０１１）方位の６方晶チタン、α−Ｔｉ ２）（１１１）、（２００）及び（２１０）方位の正方晶窒化チタン、ε−Ｔ　 ｉ２　Ｎ　５ ３）（１１１）、（２００）及び（２２０）方位の面心立法窒化チタン、δ−Ｔ ｉＮ 窒素は、約１２，０％のしきい値濃度のＮが得られるまで、チタンと反応せず、 その条件の下では、固体が６方晶チタンと、チタンの隙間の８面体部位を占める 窒素とから構成されるそれによって格子間隔が増加する。チタンの３つの結晶方 位０比は、スパッタリングの条件に依存する。

ｍ約１２．０．２１．０、及び３３．０％のＮでは、隙間の窒素は順次（０１２ ）、（１１０）及び（０１１）方位のＳ方晶チタンを消費し始め、（１１１）、 （２００）及び（２１０）方位の正方晶窒化チタン、ε−Ｔ　ｔ　２　Ｎを形成 する。格子間隔は、窒素の増加とともに減少する。

３３．０％のＮでは、固溶体には未反応チタンはなく、窒素含量が更に増加する と、すべての方位において、チタンに富む正方品窒化チタンε−Ｔ　ｌ　２　Ｎ との同時の反応が生じ、よりコンパクトな（２００）、（１１１）、及び（２２ ０）方位の面心立方窒化チタン、δ−ＴｉＮを形成する。

ε−Ｔ　１２　Ｎは、約３８，０％のＮにおいて全体として消費され、δ−相面 心立方窒化チタンは、β−ＩＣａＣ１結晶構造の下では、存在する唯一の相であ る。チタン及び窒素は、２つの面心立方Ｆｃｃ副格子を形成する。

窒素含量が増加すると、Ｎ副格子中の空格子が減少し、単一δ−相面心立方Ｔｉ Ｎの（１１１）／　（２００）及び（２２０）／　（２００）Ｘ線回折標準化強 度が、窒素が５０．０％より少し少なくなるに従って、それぞれ約０．７５及び −６５３の最大値にまで増加する。（１１１）、（２２０）及び（２００）の面 間間隔はまた、この最適の最大値にピークを何する。

得られた最適な単一δ−相ＴｉＮは高度に緻密な、完全に反応した、Ｎの副格子 中に殆ど空格子をもたない疑似化学量論性を有し、最大の密度、最大の硬度、及 び最大の体電気抵抗率を有している。

報告されている最小の体抵抗率は、化学量論的で、単結晶（１１１）面心立方δ −相ＴｉＮの場合１８．０μΩ・ｃｍであり、１４．０μΩ・ｃｍであるＴｉＮ の抵抗率への報告されているフォノンの寄与に非常に近い。

純粋な多結晶単一面心立方δ−相ＴｉＮの体抵抗率は、疑似化学量論的であると きには最小であり、４９．５％のＮにおいて約２５．０μΩ・Ｃｍである。窒素 の副格子は、例えば粒界においてチタンをＴｉＮに弱く結合させる空格子の実際 の数を有している。ＴｉＮの結晶構造は、ウェハに負のバイアスを印加すること により、（２００）とすることが出来る。

この単一の単一面心立方δ−相ＴｉＮは、６６．６％のＮまで存在し、粒子径の 減少によりＴｉＮの体抵抗率の増加をもたらし、転位密度を増加させるので、過 剰の窒素は、ＴｉＮ面心面心立方相において隙間になければならない。

４塩化チタンＴｉＣｌ４は、−３０℃の非常に低い融点と、１３６℃の低い沸点 を有しているので、塩素系プラズマ中のＴｉＮのプラズマエツチングが可能であ り、ＴｉＮ／Ａｌ構造のドライエツチングは、多段の工程及び手法を必要とする Ｔ　ｉ　：　Ｗ／Ａ　１構造のドライエツチングよりもかなり容易である。Ｔｉ Ｎ及びアルミニウム合金は、同じプラズマ中でエツチングするので、アルミニウ ム合金のエツチング中におけるマイクロマスキング効果はな（、このアルミニウ ム合金の局部的な石荀状体（ｓｊａｌａｇｍａｉｔｅ　）や枕木状体（ｓｌｒｉ ｎｇｅｔ）の形成はない。

事実上気孔質ではない非常に純粋に作られたＴｉターゲットからスパッタされた ＴｉＮは、非常に微細な粒子を有し、メタライズされたウェハ上の粒子の問題を 防止し、可動イオンにおいて非常に低く、高品質のＣＭＯＳデバイスの要求に適 合し、ターゲットの組成の変動又はスパッタリングの再現性の問題を生ずること がなく、Ｔｉ：Ｗターゲットよりも安価である。

しかし、スパイク、ヒロック又はノツチの抑制のための障壁層としてのＴｉＮの 使用は、窒化チタン−アルミニウム合金の界面が高温で不安定であるので、実用 的ではない。

この界面の活性は、２つの反応機構から生ずる。

４Ａ１＋δ−ＴｉＮ＝δ−Ａ　Ｉ　Ｎ　＋　Ｔ　ｔ　Ａ　１３（Ｔ≧５５０−６ ００℃） Ｔｉ＋３ＡＩ＝ＴｉＡ１　（Ｔ≧３２５℃）単−相面心立方ＴｉＮ、δ−ＴｉＮ との最初の高温反応は、低温におけるδ−ＴｉＮ値中へのアルミニウムの非常に 低い拡散係数のため、及び反応のギブスの自由エネルギーがそのような高温にお いてのみ負となるので、５５０℃を越える温度でのみ可能である。

高温反応は、アルミニウムによる面心立方窒化チタンへの侵入及び化学的攻撃を 許容し、アルミニウム原子による面心立方チタン副格子からのチタン原子の置換 （アルミニウムー窒素、ＡＩ−Ｎ、結合の形成）、より小さい面心立方（Ｔｉ。

ＡＩ）Ｎセルの形成、ＴｉＮからのチタンの排除、及び金属間相、Ａ　Ｉ　Ｔ　 ｉ３の下でのアルミニウム合金中へのその析出をもたらす。そのような反応は、 ＴｉＮ正方晶相ε−ＴｉＮもまた存在するならば、かなり低温で生ずるであろう 。その場合には、反応温度は４５０℃の低温で生ずる。

第２の低温のＴｉＮとの反応は、３２５℃を越える温度で可能であり、高温での アルミニウム合金中へのチタンの侵入及び溶解、及び冷却時のアルミニウム合金 粒界におけるアルミニウムに富む金属間相Ａ　Ｉ　Ｔ　ｌ　３の析出に関係する 。

より高温でのＴｉＮの高温活性のため、ＴｉＮ障壁層の使用は、３５０℃を越え る後処理温度が必要な最近の半導体装置の製造において実用的であるとは証明さ れていない。

本発明の目的は、上述の欠点を解消することにある。

本発明によると、少なくとも１つの金属配線層と、この金属配線層に接触する金 属化合物系障壁層とを具備し、前記金属配線層は、包晶温度における固体溶解度 の限界まで前記化合物の金属を含有する半導体装置が提供される。

好ましくは、前記金属化合物は窒化チタンである。

配線層中にチタンのような金属の固溶体を含む配線層を採用することにより、配 線層と金属との反応による障壁層の破壊が防止される。

好ましい態様では、障壁層は化学量論的又は非化学量論的δ−ＴｉＮであり、他 の適切な金属を用いることも可能であり、障壁層は、正方晶Ｔ　ｌ　２　Ｎ、又 は単−相化学量論的又は非化学量論的δ−ＴｉＮとシリコン−Ｔ　Ｌ　２　Ｎと の混合物であり得る。

本発明はまた、包晶温度における固体溶解度の限界まで他の金属を含有する金属 配線層を提供する工程、及び前記金属配線層と接触する、前記能の金属の化合物 からなる障壁層を提供する工程を具備する半導体装置の製造方法を提供する。

本発明は、多層集積回路であり得るが、単一層装置にも適用され得る。

以下、添付する図面を参照して、本発明について詳細に説明する。

図１ａ〜１１は、ヒロックとスパイクの形成を示す多層集積回路の形成工程を示 す図。

図２は、スパッタリングにより形成されたアルミニウム合金のストレスヒステリ シスを示す図。

図３は、多層デバイスにおけるヒロックの形成の効果を示す図。

図４は、重大なヒロック欠陥の少ない半導体装置を示す図。

図５８及び５ｂは、チタン−アルミニウム合金の相ダイヤグラムを示す図。

図６は、アルミニウムーシリコンの相ダイヤグラムを示す図。

図７は、アルミニウム合金上のポジ型フォトレジストの制御に必要な通常の照射 量のサンプルシミュレーションを示す図。

図８は、１．５μｍの通常の厚さのレジスト層のサンプルシミュレーションを示 す図。

図９は、１．５μｍのモノリシックフォトレジスト層の段差の高さに対するトー タルの照射差の定在波効果の寄与％を示す図。

図１０は、ガンマ１０微構造の位置依存性に対する粒子配向の５ＩＮＢＡＤシミ ユレーシヨンを示す図。

図１１は、ＴｉＮ／アルミニウム合金のテスト構造を模式％式％ 図１２は、図１１に示すテスト構造について実施された試験の結果を示す図。

図１３は、１μｍ径のコンタクト孔上にスパッタリングにより形成された窒化チ タンのシミュレーションを示す図。

図１４ａ〜１４ｇは、種々のアルミニウムーチタンの相ダイヤグラムを示す図。

図１ａ〜１１を参照して、配線層を有する半導体装置の製造について説明する。

最初に、低熱膨張率の電気的分離膜の層１（図１ａ）を、あらかじめ堆積された 及び／又はパターニングされたポリシリコン、ポリサイド又は高融点金属トラン ジスタゲート、ソース及びドレイン上に、又はあらかじめ堆積され、パターニン グされたキャパシタ電極２上に堆積される。

絶縁誘電体１にコンタクト孔３（図１ｂ）が、トランジスタゲート、ソース、ド レイン、キャパシタ電極及び他のデバイスに接続されることが必要とされる他の 電極２に到達するように、プラズマエツチングにより形成される。高熱膨張率の 第１のレベルの配線材料４（図１ｃ）が、トランジスタゲート、ソース、ドレイ ン、又はキャパシタ電極に電気的に接続するように堆積される。

この第１のレベルの配線材料４は、配線トラック４′を形成するために標準のフ ォトリソグラフィー技術を用いて、典型的には様々の塩素及び弗素含有放電中で 、プラズマエ・ソチングされる。

低熱膨張率の電気的分離膜５（図Ｉｆ）の第２の層が、パターニングされた配線 材料上に、その電気的分離を確保するために堆積される。この誘電体は、典型的 には３５０〜５００℃の範囲で堆積される。そのような温度にさらすことにより 、以下により詳細に示す理由によって、単結晶シリコン基板及びポリシリコント ラック中にスパイク４ａが形成され、配線材料上にヒロック４ｂが形成される。

次いで、プラズマエツチングにより絶縁誘電体に、ピアホール６が、第１の層の 配線材料のトラックに達するように形成される。

高熱膨張率の配線材料の第２のレベル７（図１ｇ）が堆積される。第２のレベル の配線材料７は、第１のレベルと同様にしてエツチングされる（図１ｈ）。この 配線材料の高い表面反射率と結び付いた下地膜の形状は、（後に詳細に説明され る）配線材料へのノツチ８の形成に至る、寄生光反射を生ずる。

以上のシーケンスは、２層以上の配線材料が必要とされるならば、必要に応じて 多数回繰り返される。最終的には、上部保護層９が堆積される。

ここで、ヒロックの形成について詳細に説明する。半導体装置は、配線材料とし て、アルミニウム合金、及び他の高導電性及び高熱膨張係数の金属、例えば銅合 金、金等を用い、これらの配線材料を分離するための誘電体として、無機ガラス （ＳｉＯ２、ＰＳＧＳＢＰＳＧ）、ポリイミド及び他の無機又は有機材料を用い る。配線材料は、室温を越える温度で分離用誘電体上に堆積され、次いで、パタ ーニングのために室温に戻されたときには、典型的には引っ張り応力の下にある 。

室温から、典型的には３５０〜５００℃である分離誘電体の堆積温度へのウェハ 温度の上昇中に、配線材料の応力は引っ張りから圧縮に変化する。

室温へのウェハ温度の冷却中には、応力は引っ張りに戻る。

ヒロック形成のちととなるそのようなヒステリシスカーブは、アルキニウム合金 について図２に示されている。ウェハ温度ｊこ対するこのアルキニウム合金の応 力は、少なくとも７つの領域又は傾斜の変化により特徴づけられる。これらの７ つの領域のそれぞれについて、ここで説明する。

２５℃から約１００℃までの領域１は、アルミニウム合金の熱膨張係数と既に堆 積されている誘電体のそれとのミスマツチから生ずるアルミニウム合金の温度上 昇による弾性変形領域である。この応力の挙動は、可逆である。ウェハ温度が２ ５℃に戻るならば、ヒステリシスはない。

１００℃から約１６０℃までの領域２は、再結晶と結晶成長とから生ずる膜の温 度上昇軟化に対応する。この結晶成長は、新しい粒界の形成中に、（アルミニウ ム合金の微結晶間の）アモルファスマトリックスから転位を除去する。これらの 新たに形成された粒子は、膜に減少した強度と硬度を与える。この結晶成長は、 粒界の面積とエネルギーの減少により推進される。

１６０℃から約３００℃までの領域３は、アルミニウム合金のような非常に柔ら かい材料から生ずる温度上昇弾性／塑性遷移領域である。そこでは弾性及び塑性 領域は充分に明確ではなく、非常に小さい応力でさえ多少の永久変形が生ずる。

応力がアルミニウム合金の圧縮降伏応力よりも低いときには、歪みは純粋に弾性 歪みであり、応力がアルミニウム合金の圧縮降伏応力よりも高いときには、応力 を少ない圧縮性とする塑性歪みもある。アルミニウム合金の圧縮降伏応力は粒径 に依存し、かつこの領域は一定の粒成長の下にあるので、弾性変形と塑性変形と の間に可変の平衡があり、その結果、温度傾斜に対して可変の応力が生ずる。ヒ ロックと呼ばれる小さい突起は、圧縮応力がますます大きくなる結果として形成 し始める。

３００℃から約４５０℃までの領域４は、高温における減少した圧縮降伏応力の ため、応力が温度とともにもはや増加しない温度包含塑性変形領域である。これ は、過剰の圧縮応力から生ずるアルミニウム合金表面上のヒロック形成領域であ る。

４５０℃から約４１５℃までの領域５は、冷却時の熱収縮係数のミスマツチによ る温度下降弾性変形領域である。温度傾斜に対する応力は、アルミニウム合金と 誘電体膜の両方が、室温より高い温度でより小さい弾性率を有するので、（２５ ℃から１００℃までの）第１の加熱時における、相当する傾斜の温度上昇弾性変 形よりも小さい。

４１５℃から約２５０℃までの領域６は、アルミニウム合金の引張り降伏応力を 越える引張り応力から生ずる温度下降弾性／塑性遷移領域である。ウエノ１温度 が減少するに従って、アルミニウム合金の引張り降伏応力は増加し、このことは 、応力一温度勾配を４１５℃〜２５０℃の間に変化させる。この領域は、粒界に 蓄えられたエネルギーの減少を許容するアルミニウム合金マトリックスにおける 転位の出現により特徴づけられる。限界の工程は、転位ループの出現である。そ の温度領域にアルミニウム合金を長時間さらすと、過剰の墓のミクロ転位が発生 し、クラックが現れる。ヒロ・ツクの出現により生ずる加熱時における不可逆の 塑性変形は、ストレスマイグレーションと呼ばれる、冷却時における他の不可逆 の塑性変形に貢献する。

２５０℃から約２５℃までの領域７は、粒界における金属間化合物の析出から生 ずる温度下降析出硬化領域である。例えば、銅を含むアルミニウム合金は、２２ ５℃で０．０４５原子％の固体溶解度を有しており、過剰の銅はθ相、Ａ１□Ｃ ｕとして析出する。β−相シリコンは、温度の下降に従って析出し、これは、制 限された硬化を生ずる。この差は、アルミニウム合金中へのシリコンの非常に速 い拡散速度のため、シリコンが１．０μｍの大きさの小塊を形成する傾向にある ことである。相互に作用する転位はまた、硬化効果を有する。

応力ヒステリシスカーブの領域３及び４において生ずるヒロックの形成と成長は 、半導体装置の収率と信頼性に対し、非常に重要な効果を有する。

図３は、最も頻繁な収率の損失メカニズム、即ち誘電体膜５の厚さを越える高さ を有する大きなヒロックの成長による、２つの配線レベル間の短絡４ａ−を示す 。得られたデバイスは、第１及び第２の配線間の電気的ショートのため、その製 造の最後において行なわれた電気的テストにおいて欠陥を有するであろう。この 欠陥は容易に検出され、収率の低下の原因となる。

より微細なヒロック関連欠陥は、収率の損失ではなく信頼性の損失の原因である 。最も一般的なそのような欠陥は、誘電体の厚さを越えない高さををする大きな ヒロ・ツクの成長による非短絡的層間ヒロック４ａ”　（図４）である。

そのようなデバイスはおそらく、その製造の最後において行なわれた電気的テス トにおいて、欠陥として除去されず、収率の損失の原因となならないであろう。

ヒロックの先端付近に発生した高い電場は、それにもかかわらず周囲の誘電体の 分離特性を徐々に劣化させ、恐らくデバイスの予想される寿命中に急激な失敗を 引き起こす。この欠陥は、検出が困難であり、信頼性の損失を予想することは困 難である。

ヒロックの抑制は、デバイス製造の収率の改善と信頼性のために、非常に重要で ある。上で説明したように、ヒロックの抑制は、上部誘電体の堆積の前に、第１ のレベルの配線のアルミニウム合金上に、高機械的強度、低熱膨張率、及び低欠 陥密度の薄層を堆積することによって達成することが出来る。そのような材料の 上部膜は、その垂直な動きを機械的に制限することにより、アルミニウム合金か らのヒロックの形成を妨げ、その低欠陥密度は、アルミニウム合金がそこに侵入 し、突起を形成するのを妨げる。

ヒロックは、Ｔｉ：Ｗ層により抑制することが出来るが、Ｔｉ：Ｗ層による抑制 は、上述の理由から一般に不十分である。

窒化チタンＴｉＮ障壁層の助けによるヒロックの抑制の効果を立証するために、 ９個のシリコンウェハ上にスパッタされた０、８（）〜１．００．ｃｚｍの厚さ のＡｌ−１，０％Ｓｉ−０，５％Ｃｕのアルミニウム合金層上に、０．１０μｍ の厚さのそれぞれスパッタされたＴｉＮ“アンチヒロック”層を堆積した。

これらの２層膜は、他の９個のシリコンウニノル上の０．８０〜１．００μｍの 厚さのＡ！−１，０％５ｉ−０，５％ＣＵのアルミニウム合金と比較された。堆 積されたままのヒロックのサイズは、５ＬＯＡＮ　ＤＥＫＴＡＫ　ＩＩ表面あら さ計を用いて、１ｍｍの距離にわたってウエノ＼の上面を走査することにより測 定された。

これらの１８個のウェハは、次いで９つの累積的温度サイクルを通された。それ ぞれのサイクルは、２５℃〜４２５℃の温度上昇、５０分の安定化、及び２５℃ への温度下降からなる。ヒロックのサイズを再測定し、それぞれのウエノ１の最 大検出高さが、表において“後”として提示されている。

アルミニウム合金膜及びＴｉＮで覆ったアルミニウム合金膜のヒロックの平均最 大高さは、堆積したままの膜についてそれぞれ３２．３ｎｍ及び５６．７ｎｍで あった。これらの９つの熱処理サイクル後には、相当する平均最大値は、それぞ れ１２３１．４及び７８．６ｎｍであった。この頂部“アンチヒロック”ＴｉＮ 層の使用は、ヒロックの成長を９４％減少させ、層間ブレークダウンの危険を取 り除く。

しかし、窒化チタン障壁層の使用は、上で概括した問題と結び付いてもいる。ア ルミニウムーチタン相ダイヤグラムを示す図５ａ及び５ｂを参照すると、これら ２つの例は、１゜０μｍの厚さのアルミニウム合金膜は、５２５℃で約０．２５ ｗｔ％のチタンを溶解することが出来、これは約２．０６ｎｍの純チタン、又は 約２．０６ｎｍの面心立方δ−ＴｉＮ中に含まれるすべてのチタン、舵は５０． ０ｎｍの厚さのＴｉＮ障壁相中に含まれる約４．１％のすべてのチタンを表わす 。

たとえＴｉＮがＴｉ：Ｗよりもはるかに有用なアンチヒロック相であるように思 えても、Ａｌ−ＴｉＮ界面における金属学的活性は無視出来ず、たとえアルミニ ウム合金が、５５０℃未満の温度で単−相面心立方窒化チタン、δ−ＴｉＮを攻 撃することが出来なくても、チタンの溶解は可能であり、チタンによるアルミニ ウム合金の飽和、及び冷却時のＡ　ｌ　３Ｔｉとしてのその析出が生ずる。

半導体装置の製造における他の問題は、スパイクの形成である。これは、図６を 参照することにより、より理解が可能な金属学的問題である。この相ダイヤグラ ムは、５７７℃の固化温度より低い任意の温度で、シリコンは単結晶シリコン− アルミニウム合金とポリシリコン−アルミニウム合金との界面から拡散し、アル ミニウム合金中に溶解して、固溶体中に成る程度のシリコンを有するα−相のア ルミニウム分に富む相、及び非常に少量のアルミニウムを有する殆ど純粋のシリ コンのβ−相相結合形成することを示している。

この溶解プロセスの速度は、アルミニウム合金中のシリコンの拡散係数により制 限され、それは３分及び６０分の拡散時間について表２に示すように、温度とと もに急速に増加する。

固化温度よりも低い任意温度で、１６２℃でさえ、アルミニウム合金中における シリコンの非常に速い拡散は、単結晶シリコン−アルミニウム合金とポリシリコ ン−アルミニウム合金との界面からの急速な溶解をもたらし、得られたアルミニ ウム合金の固溶体により、単結晶シリコンとポリシリコンの表面において、生成 されたボイドのスパイキングをもたらす。アルミニウム合金中のシリコンの固体 溶解度の限界に達したとき、この溶解はストップする。結局、この点において、 かつその温度において、すべての溶解したシリコンは単一のα−相固溶体内にあ る。このα−相中のシリコンの含有量がアルミニウム合金中のシリコンの固体溶 解度の限界に等しいので、単結晶シリコンとポリシリコンの溶解を推定すること が可能である。

δ＝２　（Ｄｔ）　（ｗｄ／Ａ）　（ｓσＡＬ／σＳｉ）式中、“δ”は堆積さ れた酸化物にパターニングされたコンタクトの底部に存在する単結晶シリコン又 はポリシリコンの溶解深さであり、“ｔ”はその温度にさらす時間であり、“Ｗ ”は金属ライン幅、“ｄ”はアルミニウム合金の厚さ、“Ａ”はコンタクトの面 積、“Ｓ”はテスト温度におけるアルミニウム合金中のシリコンの固体溶解度ｗ ｔの限界、及びＳσＡＬ／σＳｉはアルミニウムとシリコンの密度の比である。

単結晶シリコンの溶解深さは、２．０μｍの金属線幅、１゜０μｍのアルミニウ ム合金の厚さ、及び１．５μｍ２のコンタクト面積で、２２７℃〜５７７℃の様 々な温度範囲において３分及び６０分の露出時間で計算されている。

υ これらの結果は、４２５℃で３分、３７５℃で６０分のアルミニウムー単結晶シ リコン界面の露出力く、０．２５μｍの深さの接合を通してスノマイクするの１ こ充分であることを示している。このスパイク深さは、単結晶シ曹ノコンーアル ミニウム合金界面又はポリシリコン−アルミニウム合金界面に自然酸化物がない ことが考えられるので、保存性力（ある。

もし界面に約１．５ｎｍより厚０自然酸化物力（存在するならば、これらの温度 でのシリコン酸化物中へのシＩＪコンの低い拡散係数は、有効金属学的面積“Ａ ″を幾何学的コンタクト面積よりもはるかに小さくし、単結晶シ■ノコン又番よ ポリシリコンの溶解は、コンタクトの底部の数点でのみ生じ、その８μｍより深 いスパイクが、４９０℃で３０分間の熱処理で見られている。

シリコンは、バルクよりも単結晶シリコン−・アルミニウム合金界面においてよ り急速に拡散するので、ポリシリコン−アルミニウム合金界面は、単結晶シリコ ン−アルミニウム合金界面よりもシリコンの溶解がはるかに多い傾向にあり、シ リコンはポリシリコンの粒界で消費され、隣接する粒界に析出するか、又はポリ シリコン−アルミニウム合金界面からアルミニウム合金内の単離された単結晶β −相シリコンリッチ小塊として析出する。ポリシリコンの元の連続膜は、アルミ ニウムが充填された１、０μｍの径のピッチとして、局部的に全体として溶解す る。

アルミニウム合金中へのポリシリコンの溶解は、ポリシリコンの粒構造、ドーピ ングの型、ドーピングのレベルに関係する。例えば、６２５℃のＬＰＧＶＤで堆 積されたアンドープのポリシリコンは、（１１０）柱状構造を有し、その柱状構 造がそのような熱処理により影響されないので、約９００℃の温度での広範な熱 処理の後でさえ、アルミニウム合金中への急速な溶解が維持される。これに対し 、５７０℃のＬＰＧＶＤで堆積されたポリシリコンは、様々な配向を有するわず かな結晶を有する殆どアモルファスであり、燐のイオン注入及び同様の温度での 熱処理の後は、優先的結晶配向かなく、単結晶シリコンに類似の非常に遅い溶解 性の非常に大きい粒を有する。

ヒ素がイオン注入されたポリシリコン及びホウ素が注入されたポリシリコンは、 厳１７い界面の溶解及び析出を示す。

これらの溶解ピットの底部において、アルミニウムによるゲート酸化物の還元が 生じ、キャパシタのブレークダウンによるデバイスの損傷を引き起こす。

４ＡＩ＋３ＳｉＯ→　２Ａ１２０３＋３Ｓｉ接合スパイクと呼ばれる単結晶シリ コンの溶解は、ソース及びドレインにおけるダイオードの逆リーク電流の測定に より検出され、浅い接合の場合の非常に厳しい問題であることが知られている。

接合スパイキングは、界面のこの溶解に結び付いた問題だけではない。シリコン の固体溶解度の限界は温度に従って減少するので、固溶体はシリコンで過飽和さ れ、ウェハが冷却されるに従って、ウェハが冷却されるに従って過剰のシリコン がアルミニウム合金中にシリコンリッチのβ−相として析出する。このβ−相の 組成は、図６に示すように、約９９゜Ｏｗ　ｔ％のＳ　ｔ　ｓ　１．、　Ｑｗｔ ％のＡ１である。このβ−相の析出は、バルクのアルミニウム合金中に生じ、大 きな径の“シリコン”の小塊の形をとり、その幾つかは１．０μｍの径を有する 。これらの小塊の形成は、エレクトロマイグレーションやストレスマイグレーシ ョンのような深刻な信頼性の問題を生ぜしめる。

アルミニウムがドープされたシリコンリッチのβ−相としてのこの過剰のシリコ ンの析出は、ソース及びドレインの単結晶シリコン上へのエピタキシャルβ−相 シリコンとして生ずる。これは、ショットキーダイオードの電流特性に影響を与 える。

１＝ＡＪ　（ｅｘｐ　［ｑＶ／ｎｋＴ］　−１）Ｊ＝ＲＴ２ｅｘｐ　［ｑφ／　 （ｋＴ）］式中、“Ａ”はダイオードの面積、“ｎ”は理想係数、“Ｒ”はリチ ャードソン係数をそれぞれ示す。

高温での単結晶シリコン界面におけるアルミニウムのスパイキングは、急激では ない場合、コンタクトの有効面積“Ａ”を変化させ得るが、これはダイオードの ターンオン電圧にそれほど影響を与えそうにない。

冷却時の単結晶シリコン−アルミニウム合金界面におけるアルミニウムがドープ されたシリコンリッチのβ−相の析出は、障壁の高さに、かつターンオン電圧に より強く、影響を与える。このアルミニウムがドープされたβ−相の再結晶は、 Ｐ型層として作用し、Ｎ−型単結晶シリコン又はポリシリコンと、アルミニウム 合金との間を移動する電子のための障壁の高さの増加に導くことが電気的に示さ れている。

Ｎ−型単結晶シリコンのソース及びドレイン及びポリシリコンゲートへのコンタ クト抵抗は、冷却時のＰ−型β−相のこの析出により深刻な影響を受け、この問 題は、コンタクト面積が減少するに従って深刻になる。

窒化チタン層は、効果的なスパイクの抑制のために使用することが出来る。窒化 チタンは、塩素系プラズマ中で容易にエツチングされ、そのエツチングは、Ｔｉ 　：Ｗの場合のように、局部的なアルミニウム合金の残渣による局部的な石荀状 体（ｓｌａｌａｇｍａＮｅ）や枕木状体（ｓｔｒｉｋｅｒ）の形成を生じない。

ＴｉＮは、事実上気孔がなく非常に純粋に作ることが出来る純チタンターゲット から反応性スパッタリングにより形成され、メタライズだれたウェハ上の粒子の 問題を防止する非常に微細な粒子を有し、可動イオンが非常に低く、高品質のＣ ＭＯＳデバイスの要求に適合し、ターゲットの組成の変動又はスパッタリングの 再現性の問題を受けず、Ｔｉ　：Ｗターゲットよりし高価ではない。

単一層面心立方窒化チタン、δ−ＴｉＮを反応性スパッタリングにより形成する ことが可能である。それは、Ｂ−ＩＮａｃ１結晶構造及び（１１１）、（２２０ ）、（２００）結晶配向を有し、スパッタリングにより形成されたＴｉＮが約３ ８．０％を越えるＮを含むとき、チタン及び窒素は２つの面心立方ＦＣＣ副格子 を有している。

窒素含量が増加すると、Ｎ副格子中の空格子が減少し、単一δ−相面心立方Ｔｉ Ｎの（１１１）／　（２００）及び（２２０）／　ｌ：２００）Ｘ線回折標準化 強度が、窒素が５０．０％より少し少なくなるに従って、それぞれ約０．７５及 び−３５３の最大値にまで増加する。（１１１）、（２２０）及び（２００）の 面間間隔はまた、この最適の最大値にピークを有する。得られた最適な単一δ− 相ＴｉＮは高度に緻密な、完全に反応した、Ｎの副格子中に殆ど空格子をもたな い疑似化学量論性を有し、最大の密度、最大の硬度、及び最大の体抵抗率を有し ている。

ＲＢＳ及びダイオード接触抵抗率測定法により測定されるように、このこの単− 相の最適化されたδ−ＴｉＮは、５５０℃の温度で３０分を越える時間、シリコ ン−アルミニウム合金の内部拡散、それに結び付いたβ−シリコンの析出、及び 浅い接合のアルミニウム合金のスパイキングを抑制することが出来る。

このシリコン−アルミニウム合金界面の安定性は、アルミニウム合金によるδ− ＴｉＮの侵入及び化学的攻撃により制限され、その化学的攻撃は、低温における δ−ＴｉＮ値中へのアルミニウムの非常に低い拡散係数のため、及び反応のギブ スの自由エネルギーがそのような高温においてのみ負となるので、５５０℃を越 える温度でのみ可能である。

４Ａｌ＋δ−ＴｉＮ＝δ−Ａ　Ｉ　Ｎ　＋　Ｔ　ｔ　Ａ　ｌ　３（Ｔ≧５００− ６００℃） チタンは、最適化された単−相面心立方δ−ＴｉＮ結晶内によく結合されている ので、高温ではアルミニウム合金中に侵入せず、かつ溶解しない。また冷却時に は、アルミニウム合金粒界においてアルミニウムに富む金属間膜ＡｌＴｉ３とし て析出する。

Ｔｉ＋３ＡＩ＝ＴｉＡ１　（Ｔ≧３２５℃）δ−ＴｉＮ粒界に存在するチタンは 比較的弱く結合しているので、それはその表面結合を破壊し、アルミニウム合金 に侵入して化学的に攻撃し、冷却時にＡ　Ｉ　Ｔ　ｌ　３析出物を形成する。も しこの仮説が真実ならば、単−相δ−ＴｉＮの熱的安定性は粒界の条件に依存す るであろう。

このことは、基板バイアスが粒子間容積及び気孔率の減少を引き起こし、粒界の 酸素被毒はスパイク及びδ−相シリコン析出抑制効率に対する非常に重要な効果 を有している。

反応性スパッタリングにより形成された単−相面心立方窒化チタン、δ−ＴｉＮ は、堆積中に低エネルギーのイオンボンバードメントにより大きく変性され得る 。そのような反応性バイアススパッタリング技術は、反応性イオンブレーティン グとも呼ばれる。

これは、スパッタリング室を接地した状態で、ウェハに小さい、制御された負の バイアスを印加することによって達成され得る。δ−ＴｉＮの反応性スパッタリ ング中における５０〜２００ＶＮＯオーダーの小さい負のバイアスの印加は、多 くの効果を有する。

・２９３℃での体抵抗率を、２５０μΩ・ｃｍを越える値から２０．０μΩｅｃ ｍのほぼポリシリコンの理論的抵抗率に減少させる。

・粒間容積及び気孔率の減少のため、及びゾーン１の柱状構造からゾーンＴの遷 移構造への遷移のため、その密度を、３．５未満から５．２ｇ／ｃｃのほぼ理論 的密度に増加させる。

・酸化チタン及び酸窒化チタンとして粒界に存在する酸素を弱１５．０から約１ ．０％未満まで減少させる。

・その色を暗紫色から特徴的な明金色まで変性させる。

・その固有の応力を引っ張り応力から約５．ＯＸ＋１０ｄｙｎｅｓ／ｃｍ”の高 度に圧縮性の応力に変性させる。

・その結晶配向を変性させる。

・吸収されたチタン及び窒素原子の表面移動度を増加させる。

φ少量のアルゴンを含むことによるその格子パラメーターを増加させる。

・微小硬度を増加させる。

・その粒子間容積及び気孔率の減少による雰囲気酸化に対してその粒界を安定化 させる（３．０ｎｍの粒子間間隔がバイアスが印加されていないδ−ＴｉＮ膜全 体に見られる）。

その抵抗率の温度係数を０．３を越える値から０．０６μΩ・ｃ　ｍ　／　℃未 満に減少させる。

・そのホール係数を１．３から１．ＯＸＩＯＥ−４ｅｍ３／℃に減少させる。

・その７７°に残留体抵抗率を２５０を越える値から１３゜５μΩ・ｃｍ未満の 値まで減少させる。

・その粒子間容積及び気孔率の減少により、その障壁性能を増加させる。

ウェハに負のバイアスを印加することのない混合ガス（９８，８％アルゴン−１ ，２０％窒素）中の窒化チタンの反応性スパッタリングは、３．２２ｇ／ｃｃの 密度、１．０ＸＩＯＥ＋７ｄｙｎｅｓ／ｃｒｎ２の固有引っ張り応力、４００μ Ω・ｃｍの体抵抗率、及びたとえ意図的に酸素をスパッタリング室（ベース圧力 は１．０ＸＩＯＥ−６Ｔｏｒｒであり、スパッタリング圧力は２．５Ｘ１０Ｅ− ２Ｔｏｒｒである。）に導入しなくても５．０〜８．０％の酸素含量を有する“ Ｐ”暗紫色δ−ＴｉＮの形成を許容する。

ウェハに一７５Ｖの負のバイアスを印加した混合ガス（９８，８％アルゴン−１ ，２０％窒素）中の窒化チタンの反応性スパッタリングは、４．９８ｇ／ｃｃの 密度、１．　９Ｘ１０Ｅ＋１０ｄｙｎｅｓ／ｃｍ２の高い固有圧縮応力、２０゜ ＯμΩ・ｃｍの体抵抗率、及び１．０％の酸素含量を有するＧ”明金色δ−Ｔｉ Ｎの形成を許容する。

ウェハに一７５Ｖの負のバイアスを印加した混合ガス（９８，７２％アルゴン− １，２０％窒素−０，０８％酸素）中の窒化チタンの反応性スパッタリングは、 １．８Ｘ１０Ｅ＋１０ｄｙｎｅｓ／ｅｒｎ２の高い固有圧縮応力、２５μΩ・ｃ ｍの体抵抗率、２．０％の酸素含量、及びクロス−ブリ・・ｌジケルビンレジス タ接触抵抗構造により測定された増加したシリコンへの接触抵抗を有する“ＯＸ °明金色δ−ＴｉＮの形成を許容する。

酸素の充填は、酸素は５００℃の温度で３つの型（“Ｐ”、“Ｇ”、及び“ＯＸ ”）のいずの６−ＴｉＮ中をも拡散しないので、δ−ＴｉＮ中へのシリコンの侵 入には効果はない。

一方、δ−ＴｉＮ粒界の酸素充填は、アルミニウム合金中へのチタンの拡散及び 溶解に対し、及び冷却時における金属間膜Ａ　Ｉ　Ｔ　１３としての析出に対し 、非常に重要な効果を有する。

Ｔｉ＋３ＡＩ＝ＴｉＡ１　（Ｔ’≧３２５℃）このことは、δ−ＴｉＮ粒界に存 在するチタンが比較的弱く結合していること、それはその表面結合を破壊し、ア ルミニウム合金に拡散し、溶解し、冷却時にＡ　Ｉ　Ｔ　１３析出物を形成する ことを示している。

酸素は、酸化チタン及び酸窒化チタンを形成することにより、粒界に弱く結合し ているチタンを安定化させるものと考えられる。

アルミニウム合金層に関するさらに他の問題は、その高い反射率から生ずる。こ れは、定在波効果及び反射光の散乱によりフォトレジスト像の劣化を生ぜしめ、 ノツチ８（図ｉｔ）の形成に至る。

図７は、凹凸のない、アルミニウムをコートした基板上に被覆されたレジストの 厚さの関数としての１．０μｍ幅のポジ型レジストパターンの制御について必要 とされる公称の照射量のサンプルシミュレーションを示す。レジストのバルク効 果により、カーブは徐々に上昇し、一方、定在波効果により周期的な変化が生ず る。

公称の約１．００μｍのフォトレジストの厚さにおける約６０％の公称の照射量 を越える、これらの照射量の変動は、凹凸のないアルミニウム表面からの光の反 射により形成された定在波によるものである。

局部的凹凸は、非平面上のレジストの厚さの局部的変化のため、他のライン幅制 御の問題を引き起こす。この効果は図８に示されており、この図は、４５°の表 面角を有する典型的な“平滑“酸化物をシミュレートするため、シリコンウェハ 上にパターン化された２、００μｍの傾斜した酸化物ストップ上において、１． ５μｍの公称厚さのレジストの厚さプロフィルのサンプルシミュレーションを示 している。また、定在波効果を除去する反射防止層の使用を伴い（点線）又は伴 わずに（実線）、２．００μｍ幅のフォトレジストライン幅の変動が示されてい る。反射防止層を伴う場合にも、やはり残留ライン幅変化があることに注意すべ きである。これは、それが段差を覆うときの、レジストの厚さにおけるバルク変 化に起因する。

バルク効果及び定在波効果の相対的大きさを示すために、アルミニウムの垂直な 段差がレジストで覆われている場合を考える。０．５０μｍの垂直なアルミニウ ムの段差、１．５Ｏμｍの厚さのレジストの被覆の場合、最も薄いレジストが段 差の頂部において１．４２μｍと測定され、最も厚いレジストが底部において１ ．９２μｍと測定される。前に提示された照射量のグラフは、バルク効果を保証 するのに必要な３０ｍＪ／ｃｍ２の照射量の差を予想する。定在波効果による類 似の照射量の差は、約４３Ｊ／ｃｍ２である。そのため、定在波効果は、段差の 頂部におけるレジストの最適照射と段差の底部におけるレジストの最適照射との トータルの照射量の差の約５９％を占める。

図９は、１．５７１ｍの厚さのフォトレジストの場合の段差の高さに対する全照 射量の差への定在波効果の寄与率をまとめている。０．８μｍまでの大きな段差 の高さの場合、定在波効果を完全に抑制することにより、５０％を越える段差の 変化を減少させることが出来る。

スピン−オンガラス又はリフロー技術により得られたセミ−プレーナ誘電体の場 合には、層間誘電体の段差の高さは０゜８０μｍよりはるかに小さく、ライン間 隔が減少するに従って減少する傾向にある。この現象は、表面張力効果により引 き起こされたギャップ充填によるものである。これは、セミ−プレーナ誘電体を 有するデバイスの、殆どすべてのライン幅及びコンタクト径及びピアホール径の 変化は、定在波効果によるものであり、段差の高さが減少するに従って、定在波 効果の相対的大きさは増加する。

スピン−オンガラス又はリフロー技術を用いる非常に小さい配線のライン幅及び 間隔を有する最近のデバイスは、それに伴う誘電体の段差の高さを約０．１０μ ｍよりも小さくすることが出来るので、約９０％の相対的大きさの定在波効果を 有することが出来る。この場合、アルミニウム合金とレジストとの間の効果的な 反射防止層の使用により、この変化は完全に抑制することが可能である。

“ノツチングの問題は、より小さい形状においてより悪くなり、そのような定在 波効果及び寄生反射効果を除去するために効果的な反射防止膜の使用を必要とす る。

ノツチの抑制のための反応性スパッタリングにより形成されたＴｉＮの反射防止 膜としての使用は、有効であることがわかっている。種々の窒素とチタンの比及 び種々の格子パラメータを有するＴｉＮ膜は、暗紫色（“Ｐ”）から明金色（“ Ｇ”）の種々の色及び反射率を有する。

単−相δ−ＴｉＮの全反射スペクトルは、フォトンエネルギーが減少するに従っ て反射率の減少を示し、１．４〜２゜３ｅＶ　（８８５〜５５０ｎｍ）の近赤外 領域から赤領域において屈折点を示し、２．７〜４．ＯｅＶ　（４６０〜３００ ｎｍ）の紫領域から近紫外領域において最小値を示している。

化学量論比のδ−ＴｉＮの全反射スペクトルは、約１．４ｅ　Ｖ　（８２５ｎ　 ｍ）において屈折点を示し、２．７ｅＶ（４００ｎｍ）において約１５％の全反 射率の最小値を示し、フォ［・リソグラフィーにおいて使用されている約１５％ の全反射率を示し、最近のフォトリソグラフィーにおいて使用されているステッ パーの３６５ｎｍ　（３，４０ｅＶ）の“ｉ”ラインについて約１７％の全反射 率を示し、屈折点と最小値の位置が０．９〜１．１の窒素とチタンの化学量論比 により影響されないことを示している。

更に、１．００から０．７５への単−相δ−ＴＡＮのＮ／Ｔｉ比の減少は、屈折 点の位置を１．４から２．３ｅＶ（８８５から５５０ｎｍ）に押し、最小値の位 置を２．７から４゜０ｅＶ（４５Ｑから３００ｎｍ）に押し、この最小全反射率 の全反射率を１５から５０％に増加させ、“Ｉ”ラインの全反射率を１７から４ ０％に増加させる。

単−相δ−ＴｉＮの組成の化学量論比は、ＴｉＮの全表面反射率を制御する因子 であるだけでなく、粒子構造及び配向も重要な役割を果たす。

単一面心立法δ−ＴｉＮの反応性バイアススパッタリング又は反応性イオンブレ ーティングにより得られた優先的配列が、（２２０）、（２００）、又は（３１ １）配列により置換されるならば、色及び全反射率は修正される。

室温におけるδ−ＴｉＮの堆積速度の０．２５μｍ／分から０．０５μｍ／分へ の減少は、格子パラメーターを修正させるＯから１．０ｗｔ％を越える量へアル ゴン量を増加させ、。

格子歪みを増加させ、（２２０）、（２００）、又は（３１１）粒子配列を増減 させることにより粒子構造を変性する。

これらの堆積速度に関連する粒子構造効果は、絶対反射率及び色に影響を与え、 それ故、“ｇ”ライン及び“ｉ”ラインフォトリソグラフィーの反射防止特性に 影響を与える。

この最適化されたδ−ＴｉＮの堆積は、凹凸のない平らな表面ではまったく容易 であり、特にＲＦバイアス用いられるならば（超高真空スパッタリング装置にお ける反応性バイアススパッタリング又は反応性イオンブレーティング）、特に容 易である。これらの局部的相互作用は、“ヒロック”、“スパイク”、及び″ノ ツチ”抑制層としての最適化されたδ−ＴｉＮ層の性能を制限する。

δ−ＴｉＮによる単−相面心立方の粒界条件に対する、及びスパイク及びβ−相 シリコンの析出抑制効率に対する基板バイアスの効果は、以上説明した。反応性 スパッタリング中の小さいバイアスの印加は、非常に緻密な、密に充填されたδ −ＴｉＮ粒子構造をもたらし、それを通してアルミニウム、シリコン又はシリコ ンが自由に拡散する。この緻密な構造は、小さい負のバイアスの印加により引き 起こされたアルゴン及び窒素のイオンボンバードメントが表面に垂直に適用され 、有効であるので、水平面上に容易に得ることが出来る。ＴｉＮ膜の密度は、こ れらの水平面上で均一であり、最大である。

スパッタリング面に対し、垂直表面又は小さい立体角を有する表面は、最小のイ オンボンバードメントの入射角又は非常に効果的でないイオンボンバードメント の入射角をなす。

ＴｉＮ粒子はイオンボンバードメントの方向に平行な軸に配向し、イオンボンバ ードメントは微視的な面には垂直ではないため、粒子の構造及び配向は位相幾何 学的には均一ではなく、これは、スパッタリング圧力、サイト（ｓｉｇｈｔ　ｅ ｆｆｅｃｔ）のチタンターゲットラインと結び付いて、コンタクトホール及びピ アホールの上部コーナーにおいて発散する粒子を形成させ、それらの底部におい て収束する粒子を形成させる。

そのような粒子配列の依存性は、スパッタリングのためにコンピュータでシミュ レートされ、これらの発散及び収束する粒子がコンタクトホール及びピアホール の底部コーナーにおいて局部的密度を減少させることを示している。反応性スパ ッタリングにより形成されたＴｉＮは、その減少した移動度及び比較的低いスパ ッタリング温度のため、コンタクトホール及びピアホールの底部コーナーにおい てＴｉＮ密度を減少させるように配列した粒子の形成をもたらす。

図１０は、局部的密度に対する位置の依存性及びその効果に対する、粒子配列の コンピュータシミュレーションを示す。

粒子の構造及び組成に依存する位置及び形状はまた、反射率、固有応力、及び抵 抗率に対する局部的効果を有している。

上述したように、δ−ＴｉＮのバルク及び界面の特性は、その粒子構造及び化学 量論比に大きく依存する。反応性バイアススパッタリング又は反応性イオンブレ ーティングにより得られた密に充填された粒子を有する化学量論比の面心立方単 −相が好ましい。

走査型透過型電子顕微鏡ＳＴＥＭ、顕微Ｘ線回折、ＭＲＸＤ、電子エネルギー損 失分光法、ＥＬＬＳ、及びエネルギー分散型Ｘ線、ＭＥＤＸにより観察されたＴ ｉＮの粒子構造及び結晶学は、局部的トボロギーに依存する。コンタクトホール 及びピアホールの垂直内壁に堆積した、反応性スパッタリングにより形成された ＴｉＮは、水平面に堆積したＴｉＮとは異なる組成、粒子構造、及び結晶学を有 している。

アルミニウム合金とＴｉＮとの界面及びポリシリコンとＴｉＮとの界面の安定性 に対するトボロギーの効果は、図１１に示す２つの構造を、（３）４５０℃で３ ０分間の熱処理、及び（１）４８０℃で３０分間の熱処理を施すことにより証明 された。

堆積されたままの、及び熱処理された垂直に配向するアルミニウム合金膜のこれ らのＥＤＸスペクトルは、アルミニウム合金中のチタンとシリコンの存在を示し ており、一方、堆積されたままの、及び熱処理されたパターニングされた構造の 水平面上にとられたスペクトルは、そのような存在を示していない。このことは 、ＴｉＮからのチタンの溶解、及び堆積されたままの膜についてでさえ、構造及 びこれの垂直ゾーンにおけるアルミニウム合金中の下地ポリシリコンからのシリ コンの溶解を示した。

両方のテスト構造について、ＴｉＮの堆積の反応性スパッタリングの直後に、両 方の堆積の真空を破ることなく、アルミニウム合金をスパッタリングした。熱処 理の前後の両方のテスト構造体の観察は、パターニングされた構造上の、堆積さ れたままの及び熱処理された垂直界面の劣化を示しており、一方、堆積されたま まのパターニングされていない構造、熱処理されパターニングされていない構造 、及び熱処理されパターニングされた構造の水平界面はどの配列における界面の 劣化も見られなかった（劣化した界面は前に述べた図では二重線で表されている 。）。パターニングされたウエノ＼の垂直領域におけるＡ１、ＴｉＮ、及びポリ シリコン膜の組成が、熱処理の前後に測定された。その結果を図１１に示す。

これらのＥＤＸスペクトルはまた、破壊されたＴｉＮ垂直膜中におけるアルミニ ウムの存在、及び溶解したポリシリコン中におけるアルミニウム及びチタンの存 在を示している。

ＩＣａの垂直領域に堆積したこれらのＴｉＮ膜は、良好な拡散バリアではない。

パターニングされたテスト構造体の側壁におけるＴｉＮ拡散バリアの失敗は、そ の局部的組成及び粒子構造から来るものである。

ＴｉＮの垂直ゾーンは、単−相面心立方及び化学量論的δ−ＴｉＮではないだけ でなく、その特殊な場合において、ＭＲＸＤ及びＥＥＬＳにより証明された、チ タンリッチの正方晶相、ε−Ｔ　Ｉ　２　Ｎからの比較的遊離のチタンを含んで もいない。このチタンリッチの正方晶相、ε−Ｔ　ｉ　２　Ｎからのチタンは、 その溶解度の限界を満足させるためにアルミニウム合金中に拡散し、溶解し、バ リアを局部的に失敗させる。そして、冷却時にチタン金属間化合物、ＴｉＡｌ３ を析出させる。

この局部的正方晶相、ε−Ｔ　Ｉ　２　Ｎの外観は、窒素入射立体角の局部的減 少を引き起こしたトポログラフイーのため、反応性スパッタリング中における窒 素フラックスの局部的減少により生ずる。

同じ現象の他の観察は、コンタクトホールの壁、コンタクトホールの底面、及び 同じウニ／％の対応する平らな面上でのＴｉＮの化学量論比を比較するために、 オージェ電子分光法、ＡＥＳ、より正確には、窒素とチタンの原子比に比例する ことが知られている、３８５−４２０ｅＶ強度比を用いた。この分析は、窒化チ タンは、コンタクトホールの壁において約４４．５％のＮ１コンタクトホールの 底面において約５０゜７％のＮ１同じウェハの対応する平らな面上において約４ ９゜７％のＮを含むことを示した。

コンタクトホールの壁に堆積したＴｉＮの窒素含量は、約３８．０％のＮの臨界 値よりも高いので、δ−相面心立方窒化チタンは、存在する唯一の相であり、正 方晶ε−Ｔ　ｌ　２　Ｎの形成がその場合に防止される。

ＴｉＮのステップカバレッジは、コンタクトホール及びピアホールの底部コーナ ーにおいて最小である。１．０μｍの径のコンタクトホール上にスパッタされた ＴｉＮの３次元シミュレーション及び実際の状態の走査型電子顕微鏡写真が、図 １３に示されている。矢印は、スパイキングによるバリアの損傷点を示している 。

図１３の矢印は、ＴｉＮのカバレッジが最小である領域を示している。このＴｉ Ｎ領域は、コンピューターシミュレーションにより予想されるように、局部的Ｔ ｉＮ粒子配列勾配による最小の密度を有している。それはまた、チタンリッチの 化学量論比を有しており、ＴｉＮバリア特性のための好ましい部位であることが 知られている。

可能な防止技術は、この低密度及び小カバレッジ領域の形成を防止するために、 及びバリア特性を改善するよう試みるために局部的に形成された窒化珪素を用い るために、スパッタリングされた金属チタン、チタンモノシリサイド、ＴｉＳｉ を形成するためにモノシリコン及びポリシリコンへのコンタクトホールの底部に おけるシリコンとチタンの局部的反応、未反応金属チタンの優先的エツチング、 約９５０℃の温度で約４５分アンモニア中での熱的成長による窒化チタンの薄層 への選択的に形成されたチタンモノシリサイドの変態を用いるものであった。

まとめとし７て、ＴｉＮのバリア特性の劣化は、次のメカニ、くムによるその１ に確な領域においで生ずるものと考えられる。

１）チタンは、密に充填された粒子及び小さい粒子間容積を有する高密度材料に より特徴づけられる、最適化された単−相面心立方δ−ＴｉＮ結晶内によく結合 されている。それは、これらの最適化された領域における粒界に拡散することが 出来ない。最適化されないＴｉＮの粒界、特に低密度及び大きな粒子間容積によ り特徴づけられるこの局部的チタンリッチなＴｉＮ領域に存在するチタンは、比 較的弱く結合しており、比較的低温では、その表面結合を破壊し、これらの粒界 にＴｉＮ−アルミニウム合金界面にまで拡散する。

２）チタンはアルミニウム合金に溶解し、冷却時にアルミニウム合金の粒界にア ルミニウムリッチな金属間析出物ＡＩＴ　１３として析出する。

Ｔｉ＋３ＡＩ＝ＴｉＡ１　（Ｔ≧３２５℃）アルミニウム合金によるこのチタン の消費は、粒子間容積の増加によりＴｉＮ中に大きなオーブン領域を残す（３， ０ｎｍの粒子間間隔が、バイアスを印加されないδ−ＴｉＮの全厚さに見られた 。）。

３）この比較的自由なチタンはまた、シリコン／　Ｔ　ｉ　Ｎ界面に到達し、Ａ Ｉ　Ｔｉ　Ｓｉ　３成分化合物、例えばＴｉ−　Ａ　Ｉ　５　Ｓ　ｉ１□又は他 の分解化合物を形成する。

４）モノシリコン又はポリシリコンからのシリコンは、ＴｉＮ−アルミニウム合 金界面までＴｉＮのオープン領域に拡散し、アルミニウム合金中の固溶体に入る 。

５）アルミニウムは、チタンの移動により残されたＴｉＮのオープン構造中を拡 散し、ＴｉＮ／シリコン界面における小さい３成分化合物の形成に貢献し、及び ／又はチタンがもはやこの化合物を形成するために利用し得ないときに、大きな 単結晶アルミニウムスパイクとして局部的に成長する。上述したように、最適化 された高密度のアルミニウム及び小さい粒子間容積のδ−ＴｉＮにより、そのよ うな侵入は、通常、約５５０℃を越える温度でのみ可能である。それは、低温で はδ−ＴｉＮ中のアルミニウムの拡散係数は非常に小さいためであり、アルミニ ウム合金によるＴｉＮの化学的攻撃は、そのような高温においてのみ負となるギ ブスの自由エネルギーを有するためである。

４ＡＩ＋６−Ｔ１Ｎ＝δ−Ａ　Ｉ　Ｎ　＋　Ｔ　ｔ　Ａ　１３（Ｔ≧５５０−６ ００℃） その減少した厚さ及びチタンの移動により残されたオーブン構造と結び付いた、 この領域におけるＴｉＮの局部的に減少した密度は、ＴｉＮへのアルミニウムの そのような低温侵入の原因であるように考えられる。

このメカニズムはまた、気孔質ＴｉＮの粒界において生ずる酸素の充填は、比較 的自由なチタンによるアルミニウムへの侵入を減少させ、５５０℃付近の温度に おけるそのバリア特性を改善する。ＴｉＮの酸素の充填は、より安定な酸化チタ ン及び酸窒化チタンを局部的に形成することにより低密度領域に弱く結合してい るチタンを安定化するものと考えられる。この局部的なチタンのブロッキングは 、チタンの移動及びアルミニウム合金への溶解を防止し、５５０℃までの温度で のＴｉＮバリア特性を改善する。

配線層として、ＴｉＮ−アルミニウム合金の界面がデバイスの製造中にＴｉＮ− アルミニウムを見る最高温度において、少なくともチタンの固体溶解度の限界の チタン含量を有する、チタンを含むアルミニウム合金を用いることにより、Ｔｉ Ｎ−アルミニウム合金の安定化が達成され得る。

そのようなチタンが予備飽和されたアルミニウム合金の使用は、比較的自由なチ タンをＴｉＮの低品質領域に残すこと、３２５℃の温度でアルミニウム中に侵入 すること、冷却時にアルミニウム合金の粒界にアルミニウムリッチな金属間析出 物Ａ　Ｉ　Ｔ　１３として析出することを防止する。

固体溶解度のこの限界は、図１４ａ〜１４ｇに示す様々なアルミニウムーチタン 相ダイヤグラムを見ることにより推定され得る。

表４は、６６５．１°Ｃの共融点、６６０．４℃のｐｅｒｉｌｅｃ１１ｃ温度、 ＴｉＮがアルミニウムの侵入及び攻撃前に遭遇することが出来る最高温度である ５５０℃のＴｉＮバリア限界温度、及び半導体装置がアルミニウムのメタライゼ ーション中及び／後に遭遇する最高温度である５００℃のメタライゼーション限 界温度において、発行されているＴｉ溶解度限界ｗｔ％をまとめている。

表４ す＞７Ｉｌ＋ｖＮｏ、　６６５．１’Ｃ６６０，４’Ｃ５５０’Ｃ５００’Ｃ１ ｏ、ｘｓ　＞１．００　？　？ ２　０．１９　０．２８　＜０−２０　＜０．２０３　０−０５　０．２９　０ ＋１６　０．１４４　０．１５　１．２０　？　？ ５　０．１５　１．１８　０ｊ７ ６　０．１５　０．３２　’：’ ７　０．１５　１．０Ｂ　０．４０　０．２２この表は、Ｏ，１９ｗｔ％までの Ｔｉが６６５．１℃の共融点において溶解したアルミニウム合金中の溶液に入り 得ること、約１．２５ｗｔ％まで含むチタン過飽和のアルミニウム合金固溶体は 、６６０．４℃の包晶温度で得られること、及び約０．４Ｑｗｔ％のＴｉが５５ ０℃で溶解し得ること及び約０．２２ｗｔ％のＴｉが５００℃で固溶体に入り得 ることを示している。

純アルミニウムの体抵抗率は、室温で２．６５μΩである。

アルミニウムーチタン合金の体抵抗率は、固溶体中で２．８８μΩ・ｃｍ／ｗｔ ％Ｔｉの割合で、固溶体の外で０．１２μΩ・Ｃｍ／ｗｔ％Ｔｉの割合で増加す る。そのとき、最小の体抵抗率を保証するために、アルミニウム合金のチタン含 量を最小に維持することが必要である。

バリア層のないデバイスの配線材料として使用される最も一般的な材料は、（９ ８，５ｗｔ％Ａｔ）　（１，００ｗｔ％Ｓｔ）　（０，５０ｗｔ％Ｃｕ）を含み 、すべてのシリコン及び銅がアルミニウムに溶解しているとき、３．８４μΩ・ ｃｍの理論的体抵抗率を有している。これは、純アルミニウムの体抵抗率の１． ２４倍である。

５５０℃までの温度に（低品質ＴｉＮ）／（アルミニウム合金）界面を安定化す るのに必要な約０．４０ｗｔ％のＴｉを含むアルミニウム合金は、すべてのチタ ンがアルミニウム中に溶解するときに３．８０μΩΦｃｍの高さであり得る理論 的体抵抗率をゆうしている。これは、純アルミニウムの体抵抗率の１．４３倍で ある。

本発明によると、配線層として使用されるアルミニウム合金は、５５０℃未満の 温度、好ましくは４５０〜５００℃の範囲にさらされたデバイスにおいて、Ｔｉ Ｎ層と接触してチタンを含んでいる。チタン含量は、包晶温度における固体溶解 度の限界である１、２５ｗｔ％、好ましくは０．４０ｗｔ％未満であり、０．０ ５ｗｔ％ひど低くすることが出来る。

チタンを含むアルミニウム合金は、スパッタされた膜として堆積することが出来 る。この合金を、アルミニウムとチタンの共蒸着により、低圧化学蒸着、ＬＰＧ ＶＤにより、有機金属化学蒸着、ＭＯＣＶＤにより、プラズマ促進化学蒸着、Ｐ ＥＣＶＤにより、電子サイクロトロン共鳴蒸着、ＥＣＲにより、又はイオン化ク ラスタービーム蒸着、ＩＣＢにより堆積することも可能である。

窒化チタンは、反応性スパッタリングにより形成された膜として又は反応性蒸着 により、低圧化学蒸着、ＬＰＧＶＤＩ：：より、有機金属化学蒸着、ＭＯＣＶＤ により、プラズマ促進化学蒸着、ＰＥＣＶＤにより、電子サイクロトロン共鳴蒸 着、ＥＣＲにより、又はイオン化クラスタービーム蒸着、ＩＣＢにより堆積する ことが可能である。

窒化チタンは、最適化された化学量論比の単−相面心立方δ−ＴｉＮとすること が出来るが、最適化されていない、化学量論比でない、単−相面心立方δ−Ｔｉ Ｎでもよく、また正方晶ε−Ｔ　ｌ　２　Ｎ又は上記物質の固溶体でもよい。

アルミニウム合金膜は、ＴｉＮ膜を反応性スパッタリングにより形成するために 使用される同一の系でスパッタリングすることが出来る。この場合、空気にさら すことは防止され、（アルミニウム合金）／ＴｉＮの界面には酸素がない。これ は、複数のターゲットにおいて、ロードロックを備えた又は備えない単一スパッ タリング装置において、又はクラスターツールのようなマルチチャンバースパッ タリングシステムにおいて可能である。同一の利益が、酸化されるようになる空 気にさらされた（アルミニウム合金）／ＴｉＮの界面について可能である。

本発明は、ＣＭＯＳデバイスを参照して説明したが、バイポーラデバイス又はＢ １ＣＭＯＳデバイスに、ヒ化ガリウムＧａＡｓデバイスに、及び他の任意の化合 物半導体デバイスに適用可能である。

ダブルレベルのアルミニウム合金配線デバイスについて説明したが、本発明は、 １一層又は多数の配線レベル、及び単一配線レベルのデバイスに、タングステン を使用するマルチレベル配線デバイスに適用可能である。

本発明はまた、ダイオード、ディテクター、太陽電池、光エミツタ−、又はパワ ートランジスタに適用可能である。

本発明は、ヒロック、ノツチ及びスパイクの軽減又は除去による収率の改善及び 信頼性の改善に導くことが出来、類似の改善は、エレクトロマイグレーション及 びストレスマイグレーション効果の改善から生じ得るものである。

（アルミニウム合金）／ＴｉＮの界面について説明したが、本発明は、金、タン グステン、又は銅合金コンダクタ中のＴｉＮのチタンの溶解を防止するために、 チタンを含む金、タングステン、又は銅合金をそれぞれ用いる（金合金）／Ｔｉ Ｎ界面、（タングステン合金）／ＴｉＮ界面、又は（金合金）／　Ｔ　ｉ　Ｎ界 面に適用可能である。

説明した（アルミニウム合金）／ＴｉＮ界面は、主として半導体装置の製造に使 用されるが、反射防止、腐食防止、及び磨耗防止の用途にも適用可能である。

ＦＩＧ、　３ ＦＩＧ、　４ ’７ｔ　Ｉ−’ｖ　＞”人Ｉｒ−＊＠ｚ　（ｕｍ）ＦＩＧ、　７ ゛Ｌ巨郁Ｌ　（ｕｍ） ＦＩＧ、　８ ＦＩＧ、　９ ｈ”Ｊ　ｈ−’＋３ｒ’％−＊　ＳエバうＡＤ　シミエし一５１７Ｆｌ（ＲＩＯ ｂ ＦＩＧ、ＩＩ ＦＩＧ、　１２ ＦＩＧ、１３ ＦＩＧ、　１４ａ ＦＩＧ、　＋４ｂ ＦＩＧ、　１４ｃ ＦＩＧ、　１４ｄ ＦＩＧ−１４ｅ ｗｔ％Ｔｉ ｗｔ　％Ｔ１ 補正書の翻訳文提出書（特許法第１８４条の８）平成５年１１月２日

Claims (17)

【特許請求の範囲】
1. １．少なくとも１つの金属配線層と、この金属配線層に接触する金属化合物系障 壁層とを具備し、前記金属配線層は、包晶温度における固体溶解度の限界まで前 記化合物の金属を含有する半導体装置。
2. ２．前記チタン系障壁層は窒化チタンであることを特徴とする請求項１に記載の 半導体装置。
3. ３．前記金属配線層は、アルミニウム、金、タングステン、及び銅からなる群か ら選択されたことを特徴とする請求項１に記載の半導体装置。
4. ４．前記障壁層中の窒化チタンは、化学量論比の単一層面心立方δ−ＴｉＮであ ることを特徴とする請求項２に記載の半導体装置。
5. ５．前記障壁層中の窒化チタンは、化学量論比でない単一層面心立方δ−ＴｉＮ であることを特徴とする請求項２に記載の半導体装置。
6. ６．前記スパイク抑制層中の窒化チタンは、正方晶Ｔｉ２Ｎであることを特徴と する請求項２に記載の半導体装置。
7. ７．前記障壁層中の窒化チタンは、化学量論比の単一層面心立方δ−ＴｉＮ、化 学量論比でない単一層面心立方δ−ＴｉＮ、及び正方晶Ｔｉ２Ｎからなる群から 選択された１種又は２種以上の固溶体であることを特徴とする請求項２に記載の 半導体装置。
8. ８．第１及び第２のアルミニウム合金配線層、前記第１のアルミニウム合金配線 層上の窒化チタン障壁層、及び前記障壁層上の誘電体層を具備し、前記第１のア ルミニウム合金配線層は、０．０５ｗｔ％から包晶温度における固体溶解度の限 界までのチタンを含むことを特徴とする多層半導体装置。
9. ９．第１の配線層上のチタンの量は、０．４ｗｔ％未満であることを特徴とする 請求項８に記載の半導体装置。
10. １０．障壁層中の窒化チタンは、化学量論比の単一層面心立方δ−ＴｉＮである ことを特徴とする請求項８又は９に記載の多層半導体装置。
11. １１．前記障壁層中の窒化チタンは、化学量論比でない単一層面心立方δ−Ｔｉ Ｎであることを特徴とする請求項８に記載の多層半導体装置。
12. １２．前記スパイク抑制層中の窒化チタンは、正方晶Ｔｉ２Ｎであることを特徴 とする請求項８に記載の多層半導体装置。
13. １３．前記障壁層中の窒化チタンは、化学量論比の単一層面心立方δ−ＴｉＮ、 化学量論比でない単一層面心立方δ−ＴｉＮ、及び正方晶Ｔｉ２Ｎからなる群か ら選択された１種又は２種以上の固溶体であることを特徴とする請求項８に記載 の多層半導体装置。
14. １４．包晶温度における固体溶解度の限界まで他の金属を含有する金属配線層を 提供する工程、及び前記金属配線層と接触する、前記他の金属の化合物からなる 障壁層を提供する工程を具備する半導体装置の製造方法。
15. １５．前記チタン系障壁層は窒化チタンであることを特徴とする請求項１に記載 の半導体装置の製造方法。
16. １６．更に処理する間、その後、装置は約５５０℃以下の温度にさらされる請求 項１４又は１５に記載の半導体装置の製造方法。
17. １７．更に処理する間、その後、装置は約４５０〜５００℃以下の温度にさらさ れる請求項１４又は１５に記載の半導体装置の製造方法。