前栅工艺下高k/金属栅CMOS器件EOT控制技术研究

陈世杰，蔡雪梅

(重庆邮电大学光电工程学院，重庆400021)

自20世纪60年代以来，集成电路制造工艺一直遵循着摩尔定律高速发展。CMOS器件的特征尺寸始终按照一定的比例不断的进行缩小，而其性能和功耗则不断的得到优化。根据2007年ITRS的预测，在2009年以后，高性能CMOS器件的栅介质层EOT会缩小到1 nm以下。在这个尺寸下，传统的SiO2栅介质暴露出栅漏电流过大，可靠性降低等严重问题。通过引入高k栅介质材料，增大了栅介质层的物理厚度，从而有效地降低了栅漏电流。因此，采用高k栅介质取代传统的SiO2是以CMOS器件为核心的集成电路发展的必然选择。在2007年，Intel公司在其45 nm CPU产品中已经采用了新一代的高k栅介质/金属栅工艺，并在其2010年即将上市的32 nm工艺产品中用到第二代高k/金属栅技术。这表明从45 nm技术节点开始，CMOS器件中的传统SiO2/多晶硅栅结构将被全新的高k栅介质/金属栅结构所取代，这是一次划时代的革新。

1 高k栅介质/金属栅结构 CMOS器件EOT缩小的动因

现代半导体工业中，CMOS工艺能占据支配地位的两个最主要原因是CMOS器件的零静态功耗和MOSFETS能够按比例缩小。集成电路诞生至今，其发展一直遵循着摩尔定律，器件尺寸始终按照一定的比例不断的减小。目前，通常采用的按比例缩小方法是同时结合了恒定电场和恒定电压的规则。更小的器件尺寸可以使得器件性能大幅提升，让器件速度更快、功耗更小、集成度更高、制造成本更低廉以及功能更强大等。根据器件按比例缩小的原则，CMOS器件的栅介质厚度需要不断的变小，进而提高器件开态饱和电流和栅控能力[1]。

从器件角度来说，由于沟道变得越来越短，源端和漏端的空间电荷区变得越来越靠近，为了防止源漏的穿通，这要求更高的沟道掺杂来使空间电荷区变得更薄，而更高的沟道掺杂会使阈值电压升高，为了把阈值电压控制在合适的值，需要更薄的栅氧化层[2]。

2 Scavenging效应(氧吸除效应)

在gate-first工艺中，一个最大的工艺难题就是栅结构在源漏退火之前形成，因此需要经受1 000℃以上的源漏退火温度。在源漏退火以后，SiO2界面层生长是一个严重的问题。SiO2界面层生长会导致EOT陡增，CMOS器件性能参数漂移等严重问题。因此，对于gate-first HK/MG工艺来说，EOT的控制成为了一个严重问题。gate-first工艺关键流程如图1所示。

图1 HK/MG CMOS器件gate-first工艺大致流程

现今最有效的EOT控制技术是一种利用叫做氧吸除(scavenging)的工艺。氧吸除工艺除了能控制界面层厚度、降低EOT以外，由于并没有让高k介质层与Si衬底直接接触，因此具有高质量的高k/Si界面。氧吸除工艺分为直接氧吸除工艺和远程氧吸除工艺。直接氧吸除工艺是在高k介质层中直接掺入一种具有氧吸除作用的金属元素，利用该金属元素在高温过程中吸除SiO2界面层中的氧，达到抑制SiO2界面层在高温过程中的生长，甚至减少SiO2界面层厚度的目的。其具体实现方式包括3种：(1)直接在高k介质层中混合该元素，在高k介质层上淀积或者在高k介质层中间插入一层极薄的金属薄膜或金属氧化物薄膜[3]；(2)在金属栅中掺入该元素[4]，通过热扩散到达高k介质层；(3)采用类似HfOx(X＜2)或者HfSiOx这样的含有不饱和氧配比的高k介质层[5]，如图2所示。

图2 直接氧吸除技术

直接氧吸除技术能有效抑制IL层的生长甚至达到ZIL的效果。但直接氧吸除工艺仍然有一些问题，因为该工艺需要在高k介质层上或者高k介质层中掺入其他金属元素，这意味着会改变整个高k介质层，致使高k介质层的各项特性都会随之改变，以及更多未知的影响，这些影响都会对器件性能以及工艺集成带来诸多困难和不确定，这不是我们希望看到的。

因此，更为优化的远程氧吸除技术被重点关注和研究。远程氧吸除即指在金属栅极中采用合金的方式加入某种金属元素或者在金属栅中淀积一层金属薄膜，这种金属元素具有氧吸除的作用，例如在TaN或者TiN[6-9]属栅中合金加入该元素。该元素需具备高度的热稳定性，在高温过程中不会扩散到高k介质层中。直接氧吸除技术与远程氧吸除技术对比示意图如图3所示。

图3 直接氧吸除技术与远程氧吸除技术对比示意图

远程氧吸除工艺的优势显而易见，首先，该技术能有效抑制高温过程中SiO2界面层的生长，甚至降低原有的SiO2界面层的厚度。其次，采用远程氧吸除技术的氧吸除元素并没有扩散进入高k介质层，因此不会有改变高k介质层化学元素组分所带来的一系列问题。

这项工艺技术实现过程一种可能的机理是：在高温退火过程中，掺入TiN中的M 3元素首先夺走一部分HfO2中的氧原子与其形成M 3金属的氧化物，这时，在HfO2中会产生与被夺走氧原子等量的氧空位。之后，这个氧空位会被由IL层的SiO2中释放的氧原子填充，而IL层的SiO2则被分解为Si和氧。而另一种可能的机理是：在高温退火过程中，由于外界的氧不能进入到高k和SiO2界面，而界面SiO2则在高温下分解，SiO2分解产生的氧被扩散至高k中被临近的M 3元素所吸收形成M 3元素的氧化物[10]。

基于热力学原理，判断金属在不同条件下生成氧化物的趋势大小，一般采用氧化物标准生成吉布斯自由能变化(ΔG)作为热力学判断依据[6-11]图4为一些氧化物单位体积标准生成吉布斯自由能变化图。

图4 氧化物单位体积标准生成吉布斯自由能变化图

在图4中，可反映出各种氧化物的形成驱动力有如下排序:BeO>Al2O3>HfO2>MgO>ThO2>CeO2>Y2O3>Cr2O3>FeO>NiO[11]由此可见，Hf、A l、Ti等氧化物形成驱动力大于Si的元素，均有可能被用做氧吸除元素。但值得注意的是，在高温情况下(例如1 000℃)，各元素的生成吉布斯自由能变化仍可能变化，因此各元素的氧吸除效果需要热力学计算与实验结果相结合以确认。

值得注意的是，氧吸除过程需要在对外界氧进行充分隔绝的情况下，因为氧吸除技术的实质即是通过高温过程在器件栅极结构中进行氧元素的再分配，如果外界氛围的氧气轻易的通过热扩散进入到结构中，氧吸除技术则失去了意义。

3 Al在gate-first工艺中的氧吸除效应

3.1 实验设计和实验流程

有鉴于上述机理，为了验证Al在gate-first工艺中的scavenging效应，我们设计了两组实验来进行验证。第一组实验器件结构如图5所示，第二组实验如图6所示。其中第一层TiN是作为Al扩散的阻挡层，Al是我们假设的scavenging元素，而第二层TiN主要是用作隔绝空气中的氧进入，W是作为接触电极。

图5 第一组实验器件结构

图6 第二组实验器件结构

其中，W为50 nm，上面一层TiN为20 nm(为了防止空气中的氧气进入)，HfSiON为6 nm，SiO2为0.6 nm。

该实验process flow跟之前的M IS电容器件结构类似，其具体实验流程为：

(a)衬底清洗：

(1)将标准的100mm(4英寸)硅片(N型100)放入SC-3号液清洗，目的是去除硅片表面的金属、颗粒和有机物等沾污；

(2)SC-1号液清洗，目的是去除硅片表面的金属、颗粒等沾污；

(3)IPA混合液清洗，目的是去除硅片表面的自然氧化层；

(4)每一个step之间都采用去离子水冲洗硅片10次；

(5)甩干。

(b)界面氧化层生长：

RTA快速热退火，目的是生长一层高质量的0.6～0.7 nm的SiO2界面层。

(c)High-k薄膜淀积：

PVD淀积2～3个cycle的1nmHfN+1nmSiN。

(d)High-k薄膜热混合：

RTA快速热退火，目的是将刚淀积的HfN和SiN等薄膜经过热处理混合成HfSiON薄膜。

(e)电容图形光刻：

(1)硅片干燥；

(2)涂胶：反转胶5214；

(3)软烘；

(4)第一次曝光：曝光能量和时间视机台情况而定；

(5)反转烘：目的使胶反转；

(6)第二次曝光：采用泛曝，不需要mask；

(7)显影；

(8)后烘。

(f)金属栅淀积：

根据实验分组要求淀积不同厚度的TiN和Al，再在上面紧接着淀积20 nm TiN和50 nm的W。

(g)剥离：将硅片放入丙酮浸泡，目的是为了将下面有光刻胶的部分清洗掉，剩下我们想要的电容器件图形。

(h)丙酮+乙醇清洗

(1)PMA退火：将器件分为4个子批，对每个子批进行了4种温度的退火，分别为：无PMA退火；400℃退火30m in；700℃退火5 s；1 000℃退火5 s；

(2)正面涂胶；

(3)背面自然氧化层去除；

(4)丙酮+乙醇清洗；

(5)背面淀积Al；

(6)合金；

(7)测试：

无PMA退火、400℃退火30m in、700℃退火5s、1 000℃退火5 s。而后对所有器件进行C-V测试，然后将C-V测试结果分组进行分析和对比。

3.2 实验结果分析和对比

首先，如图7的4组样品的C-V测试曲线所示，所有的实验结果均明显的显示出了scavenging效应。

在经过高温退火以后，所有样品的EOT均明显变小。

图7 不同厚度阻挡层样品的结构和C-V测试结果

其次，经过我们的实验结果对比，可以清楚的验证scavenging效应的效果与A l的数量 (Al层的厚度)成正相关，与Al下面的TiN阻挡层的厚度成负相关。因此可以证明，产生scavenging效应的元素只可能是Al元素。

(1)第一组对比：2 nm Al/5 nm TiN和5 nm A l/5nm T iN，如图7(a)和(b)。这组对比可以得出的结论是：Al的数量与scavenging的效果成正相关。很明显，图7(a)中Al为2 nm时700℃退火EOT缩小量很小，而同样700℃退火时图7(b)中Al为5 nm时缩小量较多，而图7(a)1 000℃缩小量较多，而图7(b)的1 000℃的退火根本测不出C-V，原因是Al扩散太多进入高k介质层中，使得高k介质中存在过多金属相的化学键，使得漏电流陡增，因此C-V测量时漏电流超过设备设定的最大值 (两组Al为5 nm的器件在1 000℃退火条件下均测量不出C-V曲线)。在TiN为10 nm的另一组类似对比中，也同样可以得到完全一样的结论。

(2)第二组对比：5 nm Al/5 nm TiN和5 nm A l/10 nm TiN。这组对比可以得出的结论是：TiN阻挡层的厚度与EOT缩小量成负相关。很明显，图7(b)中TiN为10 nm时700℃退火EOT缩小量很小，而同样700℃退火时图7(c)中Al为5 nm时缩小量较多。

然后，我们用QMCV和其他C-V拟合工具对所得C-V曲线进行拟合，得到未采取700℃以上退火的器件EOT为2.1～2.3 nm，而经过700℃和1 000℃退火的器件EOT为1.7～1.9 nm。缩小量为0.4～0.5 nm左右，未超过SiO2原始厚度0.6 nm。

最后，我们将所有现有结论汇总进行分析：首先我们观察到EOT缩小的现象。而EOT缩小可能有两种可能，第一是介质层的k值升高，导致EOT降低。第二是高k介质层或者SiO2的组分没有变化，但实际的物理厚度变薄了。对于Al元素而言，经过大量该领域的相关研究我们可知，HfAlO、HfAlON和HfSiAlON的k值最高均不会超过Hf-SiON的14左右。因此，k值明显升高的可能性可以排除。Al薄膜层的厚度和TiN阻挡层的厚度加起来证明了Al元素与scavenging效果的相关性，而在之前的机理分析中，Al元素也是我们验证的可以产生scavenging效应的元素之一。因此，scavenging效应是目前解释这两组实验结果最合理的解释。

4 实验意义探讨及展望

在2009年6月的VSLI和2009年12月的IEDM上，IBM公司的K.choi等人以及T.ando等人分别发表了两篇基于gate-first工艺的scavenging效应的相关研究成果[4-7]，其C-V曲线中可明显观察到EOT的减小。如图8所示。

图8 IBM在IEDM和VLSI上分别发表的关于scavenging效应研究的C-V曲线图

在IBM的研究结果中，采用了与我们实验相同的栅叠层结构并得到了非常相似的C-V测试结果，但IBM并没有公开氧吸除元素究竟是什么元素。

我们的实验有以下一些意义：

(1)验证了scavenging效应在gate-firstHK/MG工艺中广阔的应用前景，标志着gate-first工艺中难以克服的低k界面层生长问题得以解决，因此大幅提高了gate-first工艺在45nm节点以下工艺的应用前景。

(2)在以后的研究中，我们实验采用的叠层结构可以用来验证和发现其他未被验证的scavenging元素并加以研究和对比。

(3)A l元素在HK/MG结构中可能具备多种作用和身份，将来进一步的研究可能将Al的多种效应集成在一起，并有望大幅降低工艺的复杂度和成本。

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