Carburation du silicium

Le caractère carburigène du silicium et les conditions de germinations du diamant très

proches de celle de la carbonisation du silicium par CVD (présence précurseur carboné et

hautes températures), nous ont mené à établir une bibliographie pour identifier les paramètres

dictant la formation de carbure. Le carbure de silicium cubique est intéressant comme couche

de conversion entre le diamant et le silicium car il est isomorphe à ces derniers et présente un

paramètre de maille intermédiaire.

De très nombreuses études ont été réalisées dans l’optique d’optimiser la carbonisation

du silicium par CVD ou MBE, elles ont également permis de mieux appréhender les

mécanismes en jeu.

Pour faire croître des films de SiC de bonne qualité et en épitaxie sur du Si, il est

établit qu’il faut d’abord préparer une couche de conversion (ou « buffer layer ») à la surface

du substrat avant l’étape de croissance. Cette première étape dite de carbonisation peut être

réalisée par CVD, une multitude de précurseurs carbonés peut être utilisée : CH

, C

H

, C

H

,

C

H

, CH

Cl, activés ou non par un plasma. Elle est également réalisée par MBE (Molecular

Beam Epitaxy) à partir de sources de carbone gazeux ou solide (graphite pyrolitique)

ou par

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ablation laser de cibles de SiC (ou alternativement de Si et C)

. Pendant la seconde étape,

pour faire croitre le film de SiC, une source de silicium, sous la forme de silanes ou

d’organométalliques par exemple, vient s’ajouter à la source de carbone.

Ce sont donc les informations relatives à la couche de conversion qui nous intéressent

compte tenu du mode de synthèse du diamant. Différentes hypothèses ont été émises quant à

son intérêt. Plusieurs explications ont été avancées pour justifier l’intérêt de l’étape de

carbonisation quant à l’amélioration de l’épitaxie du SiC sur Si.

Les défauts structuraux dans la couche de carbonisation relaxeraient les contraintes

dues à l’écart de 8% entre les coefficients d’expansion thermique de Si et SiC et à l’écart des

paramètres de maille de l’ordre 20%

.

D’autres chercheurs pensent que la composition graduelle de cette couche permet de

minimiser les contraintes liées à l’écart des paramètres de maille

.

En opposition à cette dernière hypothèse, certains auteurs soulignent l’importance du

contrôle des phénomènes de diffusion à l’interface par l’intermédiaire de cette couche de

conversion. Soigneusement élaborée, elle empêcherait la diffusion du silicium du substrat vers

le film. En effet le coefficient de diffusion du silicium dans un cristal de SiC parfait est

faible

. Il a été prouvé qu’une couche de conversion stœchiométrique, et donc associée des

gradients de composition abrupts aux interfaces, améliorait sensiblement l’orientation du film

de β-SiC

. Ainsi la croissance du film de β-SiC ne serait pas perturbée par un excès de

silicium et serait mieux contrôlée.

Le phénomène de diffusion du carbone vers le silicium n’est guère évoqué dans la

littérature. La solubilité du C dans Si est limitée et il est souvent admis que c’est la diffusion

du silicium vers la surface qui est dominante lors de sa carburation

. Aussi il ne semble pas

y avoir de diffusion importante de C à travers SiC : d’après Ferro et al.

dans certaines

conditions une couche de carbone se forme en surface de SiC mais aucun phénomène

« d’intermixing » n’est mis en évidence.

Lorsque les atomes de Si diffusent vers la surface du substrat, c’est essentiellement

entre les premiers îlots apparus afin de les faire croître et de former un film de SiC

stoechiométrique. Ce processus non uniforme peut générer des défauts dans le substrat ou

«voids» augmentant la rugosité à l’interface SiC/Si et entraînant la formation de défauts

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microstructuraux dans le film. Cela peut compromettre la réalisation de dispositifs SiC pour la

microélectronique. Cependant d’après Seoet al.

, les films avec desvoidsprésenteraient une

meilleure cristallinité. Scholz et al.

ont détecté moins de macles et de fautes d’empilement

au voisinage de ces structures, leur présence permettrait de relaxer ponctuellement les

contraintes de cohérence.

Le mécanisme de formation des voids ainsi que le moment de leur formation font

encore débat tout comme le mécanisme de formation des premières couches de SiC.

Ces cavités dans le silicium sont quasiment toujours observées lors du processus de

carbonisation réalisé avec des gaz hydrocarbonés mais également dans d’autres cas, avec une

source de carbone pur en l’absence d’hydrogène

. Le recouvrement complet du silicium par

un film de SiC dès les premiers stades semble critique pour supprimer la formation desvoids

comme le montrent Seoet al.

.

De nombreux facteurs tels que la pression, la température, la vitesse de chauffage, le

type et les flux d’espèces, la dilution du gaz carboné dans l’hydrogène jouent sur la présence

ou non devoidsainsi que la qualité des films de SiC.

On citera l’influence de la pression sur la formation de voids: si on augmente cette

dernière, la croissance latérale du SiC est plus rapide. En effet la couche épitaxiée croît sur les

voidsencore très petits avant qu’ils aient le temps de se développer

.

Dans la même optique

, en CVD thermique, à des températures relativement basses

et concentrations de précurseurs carbonés importantes, les densités de germes de SiC sont

plus élevées et la formation devoidsfreinée.

Même si l’importance de certains paramètres a été mise en évidence, les conditions

optimales pour l’élaboration de SiC sur Si ne sont toujours pas établies.

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