et gravure ionique réactive

La fabrication de motifs bicouches Al/a-Si peut être envisagée de façon très simple par deux méthodes de nano-fabrication : l'une basée sur une étape de lift-off (par dépôt des matériaux après lithographie d'une couche de polymère, et dissolution de cette résine) ; l'autre utilisant une étape de gravure (dé-taillée ci-après). C'est cette seconde méthode (Fig. 3.2 2 (a)) que nous avons mis en œuvre : elle permet fabriquer des motifs Al/a-Si très proches (lift-off est moins adapté à cet objectif), qui sont nécessaires afin de disposer d'échantillons à fort taux de couverture pour les analyses en diffraction X ultérieures. Les empilements Al/a-Si ont donc subi une étape de gravure ionique en vue de les diviser en petits motifs carrés physiquement complètement les uns des autres (les tranchées creusées par ce procédé

(Fig. 3.2 1) a-Si (15 nm) Al (10 nm) SiO₂ Empilement initial SiO₂ a-Si Al Si (111) SiO₂

?

113

mesurent ici 50 nm de large environ). Treize différentes tailles latérales de motifs ont été prévues, et vont de 170 nm à 10 µm. Ces carrés ont été systématiquement répétés 400 fois sous la forme de matrices de 20 colonnes et 20 lignes (Fig. 3.2 2 (b)). Les échantillons présentent également des zones n'ayant subi aucune gravure ionique ; ils portent donc des zones identiques au cas habituel de l'empi-lement d'extension infinie (déposé en pleine plaque).

3.2.1.2

Aspect des cristaux et méthode de dénombrement

Pour rappel (Chapitre 2.3, p. 61), dans le cas d'un empilement homogène d'extension infinie, la cristallisation du Si peut être décrite très simplement de la manière suivante :

– une étape rapide de nucléation, où tous les germes apparaissent avec un temps caractéristique t₁, dépendant des matériaux, de la température du traitement thermique, etc. ;

– une seconde étape de croissance des germes, qui débute dès leur nucléation, et qui s'étend sur une durée t₂ de l'ordre de 3 fois la durée t₁. Cette croissance a lieu par homoépitaxie latérale du Si, et passé l'instant t1, aucun nouveau germe supplémentaire n'apparaît (il y a suppression de la nucléation, § 2.3.1.2, p. 64).

Compte-tenu de cela, il est possible d'observer l'espace inter-grains se réduire lors de leur croissance. La Fig. 3.2 3 reproduit quatre images SEM obtenues après arrêt de la cristallisation, et gravure de l'Al, ce qui révèle les cristaux de Si (en sombre) et le substrat de silice (en clair). Puisque les grains croissent par homoépitaxie, l'orientation du germe est maintenue jusqu'à la fin de la croissance, et chaque îlot est donc un monocristal.

Lorsque deux grains croissent en direction l'un de l'autre, ils puisent leur Si dans le même réservoir. En raison de la nucléation d'îlots (§ 2.4.2.2, p. 79), une partie du a-Si peut avoir été utilisé pour la croissance d'un second niveau vertical, plutôt que pour la croissance latérale. Ainsi, nous observons en général un défaut de a-Si lors de la jonction de deux cristaux de Si : des grains d'Al, entre les deux cristaux, ne participent donc pas à la cristallisation ; et leur gravure humide révèle alors des petits trous (points clairs de la Fig. 3.2 3 (d)). Le tracé de ces trous révèle la séparation entre les grains

mono-(Fig. 3.2 2)

PMMA

SiO₂

e-Beam Development Etching Resist dissolution

a-Si Al Si(001)

b

200 µm

Zone non gravée^{Carrés Al/a-Si}

a

Figure 3.2 2 (a) Procédé de fabrication des échantillons. (b) Vue au microscope optique d'un échantillon.

cristallins de Si : leur décompte est ainsi possible (il donne accès, ici dans le cas de couches d'extension infinie, à la densité surfacique de grains).

Les premiers essais de recuit des échantillons à motifs isolés les uns des autres (tels que celui de la

Fig. 3.2 2 (b)) ont montré que la cristallisation par le procédé AIC a bien lieu : les couches s'inversent, et la surface des carrés prend un aspect très similaire à celui des grains de la Fig. 3.2 3. Si l'on observe plus en détail des carrés pris au hasard au sein des différentes matrices (la Fig. 3 2 4 représente quatre carrés isolés pris parmi ceux de 6 µm de côté), on peut aisément déceler les mêmes frontières de grains que celles de la Fig. 3.2 3 (d), caractérisées par des petits trous (qui sont révélés après gravure humide de la couche supérieure d'Al).

En appliquant à cette image MEB (Fig. 3.2 4) un seuil (binarisation) (1), puis en érodant l'image obte-nue (2), il est possible d'automatiser le dénombrement des grains portés par chaque motif (3). Ainsi, chaque carré représenté dans la Fig. 3.2 4 est en moyenne constitué de 4 monocristaux (moyenne de {4 ; 3 ; 5 ; 4}).

3.2.1.3

Nombre de nucléations par motif : influence de leur taille latérale

Quatre échantillons, issus d'une même plaque et tels que représentés dans la Fig. 3.2 2 (b) ont été recuits 20 h à 250, 300, 350, et 500 °C. La mé-thode de dénombrement décrite précédemment a été appliquée aux 13 ensembles de carrés de tailles latérales différentes fabriqués sur chaque échantillon, à partir d'images MEB haute résolu-tion des matrices 20 × 20. La Fig. 3.2 5 rassemble les résultats de ces dénombrements sous la

(Fig. 3.2 3) ^{2 µm}

a b c d

Substrat de SiO₂

Cristal de Si Cristal de Si^{Trou (SiO2)}

Figure 3.2 1 Images MEB de quatre morceaux d'un même échantillon, recuit à 250 °C pendant (a) 10 min, (b) 20 min, (c) 30 min, et (d) 2 h. Il facilement possible de suivre le rapprochement des contours des grains. Même lorsque la cristallisation est achevée, de petites zones non cristallisées (clair) sont visibles à la jonction des grains.

4 3

5 4

5 µm

(1) (2) (3)

Figure 3.2 4 Méthode de dénombrement du nombre moyen de monocristaux de Si constituant chaque car-ré, après procédé AIC, basée sur l'analyse automatisée d'images MEB.

115

forme d'un graphe donnant le nombre moyen de monocristaux par carré en fonction de la longueur de leur côté.

Le nombre moyen de monocristaux par carré en fonction de la longueur du côté desdits carrés évolue selon deux régimes:

– lorsque la dimension latérale des motifs est suffisamment faible (moins de 1 µm pour les recuits à une température inférieure à 350 °C, et moins de 750 nm pour 500 °C), on dénombre un monocristal unique par carré, comme illustré par les Fig. 3.2 5 (a) à (c) (aucune frontière inter-grain n'est décelable) ;

– lorsque la taille des carrés et supérieure à 1 µm, le nombre moyen de monocristaux par carré augmente. Chaque carré est alors constitué d'un polycristal (Fig. 3.2 5 (d) et (e)), et le nombre de cristaux qui le compose est une fonction croissante de la taille du carré.

Pour toute température, l'intersection entre la droite horizontale des monocristaux (nombre moyen égal à 1) et la droite oblique du nombre de cristaux équivalents à la densité surfacique d_∞ (T) pour les couches d'extension infinie, se trouve à des tailles de carrés plus grands que la transition monocristal/ polycristal (points expérimentaux). Cette différence peut s'expliquer dans le cadre de la théorie de la zone de déplétion à l'aide d'un simple raisonnement géométrique, et sera analysée dans la Section 3.2.1.4.

Concernant les carrés suffisamment grand pour donner lieu à plusieurs nucléations, et donc à plusieurs cristaux, on peut remarquer que le nombre de monocristaux par motif tend, pour les motifs les plus

2 3 4 6 8 1 0,2 0,3 0,4 0,6 0,8 0,1 0,08 L / µm 100 80 60 40 30 20 10 8 6 4 3 2 1 0,8 0,6 Nombr

e de cristaux par domaines cristallisés

b e a ^c d a 100 nm b _{100 nm} c 200 nm d 1 µm e 2 µm 500 °C 500 °C 350 °C 350 °C 300 °C 300 °C 250 °C 250 °C

Figure 3.2 5 Nombre moyen de monocristaux de Si par carré. (a) à (e) Images MEB d'exemples des différents cas de monocristaux et polycristaux.

(Fig. 3.2 5) 3.2.1 Influence de la taille des motifs sur la densité surfacique de nucléation des cristaux

grands, vers d∞ (Fig. 3.2 5). Ce résultat n'est pas surprenant. En effet, quand un motif est suffisamment grand, il est possible de le considérer comme ayant une extension presqu'infinie, et en toute logique, il devrait alors présenter une densité surfacique proche de d∞.

Le simple dénombrement des cristaux nous a permis de montrer :

– d'une part que le procédé AIC est compatible avec des empilements taillés en petits motifs isolés. Ces motifs peuvent être de taille très inférieure à la taille caractéristique d'un cristal de Si observé dans le cas des empilements déposés en pleine plaque ;

– et d'autre part que nous pouvons, à volonté, fabriquer des ensembles de monocristaux de Si de forme et de position prédéterminées, à conditions que la taille du motif soit inférieure à la dimension caractéristique d'un monocristal dans le cas d'une couche d'extension infinie.

3.2.1.4

Influence de la taille latérale des motifs sur le nombre de germes :