Cas des assemblages Cu-Cu avec activation CMP

Les m´ecanismes pr´esent´es dans cette partie font r´ef´erence `a des structures mettant en jeu des couches de Cu coll´ees apr`es une ´etape d’activation CMP `a RT et sous atmosph`ere ambiante. L’´evolution microstructurale des couches pr´esentes dans l’empilement sera mise en relation avec la tenue m´ecanique et la conduction ´electrique verticale mesur´ees `a une ´echelle macroscopique.

4.1.1.1 Gestion de l’oxyde m´etallique

L’´evolution de la densit´e ´electronique par la technique de caract´erisation XRR [3] au niveau de l’interface de collage Cu-Cu a ´et´e mesur´ee in-situ durant un recuit de RT `a 225˚C (figure 4.1(a)).

La fermeture progressive et le scellement complet de l’interface est observ´e dans cette gamme de temp´erature par l’´evaluation du profil de densit´e ´electronique de l’interface ρ rapport´ee `a la densit´e th´eorique du Cu ρ<sub>Cu</sub> [4]. Ceci est `a relier au clich´e MET des couches de Cu coll´ees obtenu apr`es un recuit post-collage de 30 min `a 200˚C (figure 4.1(b)). Des contacts directs Cu-Cu sont observ´es ainsi qu’un r´eseau de dislocations (fl`eches sur la figure 4.1(b)) typique de la transformation de l’interface de collage originelle en un joint de grains [5]. Des r´esidus d’oxyde de cuivre restent localement pr´esents au niveau de l’interface de collage (cercle sur la figure 4.1(b)) jusqu’`a des temp´eratures de recuit post-collage de 400˚C (figure 4.2). Ils sont partiellement vides et contiennent une phase riche en O `a leur p´eriph´erie [6]. Leur diam`etre est compris entre 20 et 40 nm [7, chap 3].

(a) (b)

Fig. 4.1 – (a) Profils de densit´e ´electronique obtenus par XRR sur des structures Cu-Cu coll´ees apr`es activation CMP sur ´echantillons recuits in-situ entre RT et 225˚C [4] (b) Coupe MET de l’interface de collage d’une structure Cu-Cu coll´ee apr`es activation CMP et recuite 30 min `a 200˚C apr`es collage [5]

Plusieurs hypoth`eses ont ´et´e avanc´ees afin d’expliquer cette perte de continuit´e de la couche d’oxyde au niveau de l’interface de collage initiale (une combinaison de ces diff´erentes hypoth`eses pouvant ´egalement ˆetre envisag´ee) :

— Un changement de phase de l’oxyde de cuivre passant de la stœchiom´etrie Cu₂O `a CuO peut se produire `a partir de la temp´erature de 150 ˚C [8–10]. La r´eduction de volume occasionn´e d’environ 12 % lors de cette r´eaction [11, 12] pourrait expliquer la perte de continuit´e observ´ee [5]. — La configuration compos´ee d’une couche d’oxyde continue comprise entre deux couches m´etal- liques peut ˆetre instable thermodynamiquement. Ainsi le syst`eme pr´ef`erera la mise en nodules de cette couche par la comp´etition des ´energies d’interface oxyde/m´etal γ_Ox/M et de l’´energie de joint de grain γ_GB. On peut ainsi relier l’´epaisseur h de la couche d’oxyde initiale au rayon r des nodules afin d’extraire une condition pour laquelle la perte de continuit´e est encourag´ee thermodynamiquement [7, chap 3] :

h r <

4

9 ≃ 0, 44 (4.1)

est valid´ee.

— Une r´eduction de la couche d’oxyde par la matrice de Cu est ´egalement envisageable. Ce m´ecanisme a d´ej`a ´et´e envisag´e comme moteur du scellement par diffusion bonding et frittage de pi`eces de Cu [13, 14]. L’oxyg`ene serait alors inclus en solution solide dans le Cu grˆace `a une limite de solubilit´e de l’oxyg`ene dans le Cu monocristallin faible mais non nulle (environ 2.10-3

% at. [13]). Notre configuration mettant en jeu des couches minces, la pr´esence de joints de grains pourrait ´egalement favoriser la dissolution et le stockage de l’oxyg`ene [7, chap 3]. — Les contraintes thermo-m´ecaniques pr´esentes dans le syst`eme peuvent conduire `a la fracture

de la couche d’oxyde. ´Etant d´epos´ees sur des substrats de Si, les couches de Cu subissent des contraintes lors du recuit post-collage conduisant `a leur d´eformation en r´egime plastique (aspect ´etudi´e en d´etail dans la partie 4.4.2 page 130). L’oxyde de cuivre ne se d´eformant pas plastiquement dans la gamme de temp´erature consid´er´ee [15], sa fracture m´ecanique peut ˆetre envisag´ee afin d’expliquer sa perte de continuit´e [7, chap 3].

(a) 100˚C (b) 200˚C

(c) 300˚C (d) 400˚C

Fig. 4.2 – Sections STEM `a champ sombre de structures Cu-Cu coll´ees apr`es une activation CMP recuites post-collage pendant trente minutes (a) `a 100˚C (b) `a 200˚C (c) `a 300˚C (d) `a 400˚C [16] Des tests ´electriques ont ´et´e r´ealis´es sur des surfaces mixtes Cu-SiO₂ coll´ees apr`es une activation CMP. L’influence du recuit post-collage a notamment ´et´e ´etudi´e. Il a ´et´e montr´e que la r´esistance ´electrique diminuait d`es l’application d’un recuit post-collage de deux heures `a 200˚C. Cette tendance se confirme avec l’ajout d’un recuit suppl´ementaire de deux heures `a 400˚C [17]. Plus pr´ecis´ement, des essais r´ealis´es sur des structures de test standards appel´ees daisy-chains (figure 4.3) ont montr´e que la r´esistance de contact de surfaces coll´ees de 3 x 3 µm2_{´etait de 140 mΩ.µm}2 _{et 22,5 mΩ.µm}2

respectivement `a 200˚C et 400˚C [18]. Les auteurs avancent ainsi l’hypoth`ese que l’oxyde de cuivre initialement pr´esent au niveau de l’interface de collage n’est plus un obstacle au passage du courant d`es la temp´erature de 200˚C. C’est pourquoi, l’ajout d’un budget thermique `a 400˚C ne fait qu’am´eliorer la

conduction ´electrique verticale des structures.

Fig. 4.3 – Repr´esentation sch´ematique d’une structure de daisy-chains utilis´ee dans la caract´erisation ´electrique du collage Cu-Cu [18]

La technique DCB (partie 1.4) a d´ej`a ´et´e mise en œuvre sur ce type de structures afin d’´evaluer leur ´energie de fracture Gc en fonction de la temp´erature (figure 4.4). Pour des recuits post-collage

de deux heures `a des temp´eratures sup´erieures `a 100˚C, la fracture initi´ee par l’insertion de la lame ne se propage pas `a l’interface de collage Cu-Cu originelle. Pour des temp´eratures comprises entre 150 et 250˚C, l’ouverture se fait `a l’interface Si/SiO₂ puis `a l’interface TiN/Cu entre 300 et 400˚C [7, chap 3]. La valeur de Gc mesur´ee ne repr´esente donc plus l’´energie d’adh´erence de l’interface de collage

mais la tenue m´ecanique globale de l’empilement. Le chemin de propagation de la fracture sera donc `a l’interface de plus faible ´energie comme il a d´ej`a ´et´e observ´e par la technique DCB dans le cadre de collages Si-SiO₂ hydrophiles [19] et Cu-Cu [20, chap 3].

Fig. 4.4 – ´Evolution de l’´energie de fracture d’une structure Cu-Cu coll´ee apr`es activation CMP en fonction de la temp´erature de recuit isochrone de deux heures [7, chap 3]

4.1.1.2 Croissance de grains verticale

Initialement d´ecrite dans le cadre de collage Cu-Cu assist´e par TC [21], la croissance de grain verticale et la morphologie d’interface de collage dite en ”zig-zag” sont observables dans les structures Cu-Cu coll´ees par CMP dans la gamme de temp´erature de 300 `a 400˚C (figure 4.2(c) et 4.2(d)). Cette croissance peut ˆetre li´ee `a un mouvement de joint de grain motiv´e par diff´erentes forces mo- trices li´ees `a des d´es´equilibres d’´energies de d´efauts, d’´energies de joint de grains et/ou de potentiels chimiques [22, chap 5]. Plus sp´ecifiquement dans le cadre des couches minces m´etalliques, la croissance des grains va ˆetre impact´ee par les ´energies de surface et de d´eformation pr´esentes dans le syst`eme et ainsi par la texturation cristallographique des couches polycristallines [23–25].

Il a ainsi ´et´e montr´e dans l’environnement du collage que des couches de Cu initialement textur´ees majoritairement selon la famille de plans (111) ´evoluaient durant le collage assist´e par TC de 30 minutes `

a 400˚C sous une pression de 0,4 MPa vers une texturation selon la famille de plans (110) (appr´eci´e par DRX). L’application d’un recuit post-collage d’une heure `a 400˚C confirme cette ´evolution [26]. Un r´esultat similaire a ´et´e obtenu sur des couches Cu coll´ees apr`es activation CMP et caract´eris´ees par la technique MET ´equip´ee d’un syst`eme de cartographie d’orientation (ACOM - Nanomegastm_{). A}

une ´echelle plus locale, Martinez et al. montrent ainsi que les grains orient´es (110) initialement `a RT vont croˆıtre au d´etriment des grains orient´es (111) dont l’´energie ´elastique est la plus faible [27]. Dans les deux cas, le m´ecanisme associ´e `a cette croissance pr´ef´erentielle des grains (110) est associ´ee `a la d´eformation biaxiale qui semble pr´edominante dans le syst`eme [28, 29].

Cette croissance de grains verticale revient `a ne consid´erer qu’une seule et mˆeme couche de Cu. En effet `a la suite de la cr´eation du joint de grain interfacial et de son ´evolution dite en ”zig-zag”, il devient impossible d’ouvrir m´ecaniquement au niveau de l’interface de collage originelle. C’est pourquoi dans la gamme de temp´erature de 150 `a 400˚C, la fracture initi´ee lors de l’insertion de la lame se propage `a une autre interface de l’empilement. L’ouverture `a l’interface Si/SiO<sub>2</sub> entre 150 et 250˚C, consid´er´ee tr`es forte m´ecaniquement puisque l’oxyde est obtenu par voie thermique `a 1200˚C, n’est pas encore bien comprise bien qu’elle ait ´et´e dej`a observ´ee dans le cadre de collages SiO₂-SiO₂ hydrophiles recuits `

a 800˚C apr`es collage [19].

L’effet pr´ecis de la croissance de grains sur la conductivit´e ´electrique verticale n’a jamais ´et´e clairement ´etabli dans l’environnement de collage. Cependant, si l’on se r´ef`ere `a la litt´erature relative `

a l’augmentation de la r´esistivit´e des lignes de Cu due `a la pr´esence de joint de grains [30], nous pouvons penser que limiter leur nombre rendrait les connexions verticales de faible taille un peu plus performantes [31]. Ce gain en r´esistance serait de l’ordre de 10 % au maximum pour des tailles de grain inf´erieures au libre parcours moyen ´electronique du m´etal.

4.1.1.3 Ph´enom`enes de voiding

Tout au long de ce chapitre, nous d´esignerons par voiding la r´esultante de l’ensemble des ph´enom`enes responsables de l’apparition de trous ou vides de mati`ere au sein des couches de collage. Puisque l’observation MEB reste la technique de caract´erisation privil´egi´ee dans la litt´erature pour ce type de ph´enom`ene, le diam`etre minimal des d´efauts consid´er´es est la dizaine de nanom`etres (limite de r´esolution de la technique d’observation).

Des ph´enom`enes de voiding dans les couches de Cu coll´ees apr`es activation CMP ont d´ej`a ´et´e rapport´es pour des temp´eratures de recuits post-collage sup´erieures `a 350˚C. Ces d´efauts apparaissent

principalement au niveau de l’interface de collage (figure 4.5(a)) avec une morphologie lenticulaire et aux interfaces TiN/Cu avec une morphologie triangulaire (figure 4.5(b)). Leur origine n’a pas encore ´et´e clairement d´efinie mˆeme si certaines hypoth`eses ont d´ej`a ´et´e formul´ees (d´etail dans la partie 4.4.1) [7, chap 3].

(a) Interface Cu-Cu (b) Interface TiN/Cu

Fig. 4.5 – Sections MEB de d´efauts dans les couches de Cu coll´ees apr`es une activation CMP et recuites post-collage `a 400˚C pendant deux heures (a) `a l’interface de collage Cu-Cu (b) `a l’interface TiN/Cu [7, chap 3]

La pr´esence de ces d´efauts a ´et´e propos´ee afin d’expliquer l’ouverture des empilements `a l’interface TiN/Cu sous l’action de l’insertion de lame pour des temp´eratures de recuit post-collage sup´erieures `a 300˚C (figure 4.4). En effet, ces d´efauts localis´es de pr´ef´erence aux joints triples (interface TiN/Cu et joint de grain de la couche de Cu d´esign´es en figure 4.5(b)) fragilisent cette interface.

Les voids pr´esents dans les couches coll´ees ont des cons´equences sur la fiabilit´e des interconnexions verticales cr´e´ees [32]. On distingue ainsi deux principaux types de tests bas´es sur la mesure de la r´esistance des structures verticales (e.g. daisy chains) dans des conditions extrˆemes d’utilisation et de vieillissement : le Stress-Induced Voiding (SIV) et l’´electromigration (EM) [33]. Les tests de SIV r´ealis´es dans le cadre de collage de surfaces mixtes Cu-SiO₂ apr`es activation CMP et recuites post-collage `a des temp´eratures de 200 et 400˚C ne montrent qu’une tr`es faible augmentation de r´esistance (< 5 %) apr`es un stockage des structures durant 2000 heures `a 200˚C [34]. Cependant, les tests EM r´ealis´es `a 375˚C sous une densit´e de courant de 3,5 MA.cm2_{sur le mˆeme type de structures montrent des probl`emes de}

fiabilit´e (pr´esence de voids et extrusions) aux interfaces TiN/Cu. L’interface de collage ne joue aucun rˆole dans ce probl`eme de fiabilit´e et seulement les interfaces barri`ere/Cu sont remises en question.

De nombreux m´ecanismes ont ´et´e ´etablis sur l’´evolution morphologique des couches de Cu coll´ees `

a RT apr`es une activation CMP et recuites post-collage `a des temp´eratures sup´erieures `a 100˚C. La couche d’oxyde de cuivre pr´esente au niveau de l’interface de collage est g´er´ee par la structure afin d’offrir un contact m´etal-m´etal d`es la temp´erature de 200˚C. Des ph´enom`enes de croissance de grains verticale ont ´egalement ´et´e observ´es conjointement `a l’apparition de voids dans les couches pouvant mener `a de graves probl`emes de fiabilit´e. Nous allons maintenant d´evelopper les m´ecanismes ´etablis dans le collage de couches de Cu assist´e par TC qui diff`erent principalement par les forces motrices mises en jeu lors de la mise en contact des surfaces.