Conclusion et perspectives générales

Après avoir été décrits, les différents stades de condensation-nucléation-coalescence-croissance ont été associés au développement de contraintes. Il a été montré que des mécanismes atomistiques sont à l’origine de développement des contraintes, indépendamment de la technique de dépôt. Ces mécanismes et leur impact sur le développement des contraintes peuvent être classifiés en considérant la température

homologue Th comme paramètre pertinent :

Durant la nucléation-coalescence :

- s’il y a une forte réactivité d’interface, l’évolution est à prendre au cas par cas ;

- s’il y a épitaxie, une contrainte de cohérence se développe dont l’amplitude dépend du désaccord paramétrique film/substrat et du module élastique du film, puis se relaxe au-delà d’une épaisseur critique par la génération et la propagation de dislocations d’interface ;

- si la mobilité atomique est faible, croissance 2D et variation brutale de la contrainte de surface sur des amplitudes de l’ordre de 1 N.m-1 _{puis, dans certains cas (Mo), une cristallisation peut se produire}

après quelques nanomètres de dépôt avant de tendre vers un régime de contrainte stationnaire ; - si la mobilité atomique est suffisante, croissance 3D et légère contrainte de compression due à la

surpression de Laplace sur les îlots puis développement d’une contrainte de tension durant la coalescence.

Durant la croissance d’un film continu, et à l’arrêt du dépôt :

- si la mobilité atomique est faible, la contrainte est généralement en tension, à cause d’une croissance colonnaire et la présence de porosité éventuelle, soit en compression, si l’énergie déposée

en cours de dépôt est suffisante. Dans tous les cas, aucune relaxation à l’arrêt du dépôt n’a lieu ;

- si la mobilité atomique est suffisante (croissance Volmer-Weber) :

• soit la mobilité atomique est intermédiaire et la diffusion d’atomes dans les joints de grains n’est pas activée et alors la contrainte sera en tension si l’énergie déposée est faible (évaporation) ou pourra basculer en compression à plus forte énergie déposée (pulvérisation). Aucune relaxation n’aura lieu à l’arrêt du dépôt ;

• soit la mobilité atomique est forte, et la contrainte sera en compression quelle que soit l’énergie déposée grâce au phénomène de diffusion des adatomes dans les joints de grains, sauf si une

croissance de grains par diffusion de volume a lieu et provoque le basculement de la contrainte en tension. Une relaxation rapide (constante de temps : ~ 102 _{s) se produit au niveau de la surface}

des joints de grains, selon le modèle proposé par Thompson ou celui de Chason, suivie éventuellement d’une évolution plus lente (constante de temps : ~ 104 _{s) due à la croissance des}

grains post-dépôt. Nous avons montré que :

- le rôle de la microstructure est primordial, car les amplitudes de la contrainte de compression en régime stationnaire et de la relaxation rapide sont proportionnelles à la densité de joints de grains dans le plan ;

- lorsque que la vitesse de croissance est très élevée, les diffusions dans les joints de grains n’ont pas le temps de survenir et la contrainte peut basculer en tension ;

- l’augmentation de la température homologue dans le cas d’une croissance en îlots est équivalente à une augmentation de la mobilité atomique.

En outre, la vitesse de dépôt, la température homologue, l’énergie déposée, le substrat vont influencer l’épaisseur de coalescence et donc la microstructure des films, qui joue un rôle primordial dans le développement des contraintes.

La mesure de contraintes in-situ et en temps réel se révèle être un excellent outil de diagnostic de la dynamique de nucléation-croissance de films minces ; elle a été mise à profit dans le cadre de la thèse précédente (A. Fillon, 2010) [Fillon, 2010a] se rapportant à l’étude du système Mo/Si, tout comme la SDRS au cours du travail de thèse de V. Antad (2011) [Antad, 2011] sur la croissance de nanoparticules métalliques. Dans l’optique d’une meilleure compréhension des premiers stades de croissance, le couplage de plusieurs diagnostics in-situ et temps réel est vivement souhaitable, afin de recouvrir certaines informations mais surtout parce qu’il offre la possibilité d’études complémentaires. Ainsi, il a été proposé de développer et d’intégrer sur le bâti « PUMA » un nouvel outil de diagnostic in-situ en temps réel, en complément des techniques optiques existantes. Cet outil permettra de suivre l’évolution de la résistivité électrique d’un film mince en cours de croissance et comme nous le verrons dans les chapitres 2 et 3 de déduire précisément les

épaisseurs de percolation et/ou de changement de phase ainsi que de corroborer l’épaisseur de continuité avec celle déduite des mesures MOSS ou SDRS. L’étude bibliographique, le développement technique, les

commentaires sur la capacité d’un tel instrument à sonder les processus de nucléation-croissance aux vues de nos premiers résultats feront l’objet du chapitre 2. Le couplage avec des études MOSS et SDRS sera fait dans le chapitre 3.

Les nombreuses interdépendances entre les différentes conditions de dépôts et donc les techniques de dépôt sur l’amplitude des différentes sources de contraintes nécessitent des études comparatives menées au sein d’un seul et même bâti avec divers outils de caractérisations in-situ, et des études complémentaires

ex-situ permettant d’obtenir des informations essentielles telles la nature de la phase formée, la taille des

grains, le champ de déformation… pour être décorrélées. Une telle étude sera présentée dans le chapitre 3. Nous avons précisé que le cas d’une nucléation-croissance avec une forte réactivité à l’interface conduisait nécessairement à des études au cas par cas, souvent très complexes car plusieurs mécanismes peuvent se dérouler simultanément sur quelques nanomètres d’épaisseurs (ségrégation, mélange chimique, cristallisation). Nous allons montrer comment le couplage de diverses techniques in-situ permet de comprendre la dynamique d’interface et la croissance du film mince, dans le cas d’un film mince de Palladium déposé sur différents substrats de silicium ou de germanium, dans le chapitre 4.

Le cas de la croissance d’éléments de faible mobilité atomique a été un peu oublié, or les récents travaux de Fillon et Magnfält ont montré qu’une cristallisation pouvait avoir lieu dans les premiers stades de croissance du Mo, influençant fortement l’établissement d’un régime de contrainte stationnaire. En suivant cette idée, une étude a été menée sur la croissance d’un autre élément de faible mobilité atomique, le

tantale, dont le cas se révèle être très différent de celui observé pour le molybdène ; ce sera l’objet du chapitre 5.

Il ressort aussi de ce bilan que certains effets comme l’amplitude de la contrainte de compression avec l’énergie déposée en fonction de la microstructure, de la vitesse de dépôt, de la température ne sont pas encore bien établis. Une étude, en collaboration avec les groupes de E. Chason et K. Sarakinos, a permis à partir d’une stratégie expérimentale astucieuse d’étendre le modèle cinétique actuel de Chason d’évolution des contraintes aux dépôts énergétiques. Cette démarche sera présentée dans le chapitre 6.