3.3 Contrˆ ole de la cin´etique de renforcement
3.3.4 Impact de la taille de grains
Nous allons ici ´etudier l’impact de la taille de grains des couches de Cu sur le m´ecanisme de renforcement de la tenue m´ecanique `a basse temp´erature7. Nous avons d´ej`a montr´e que le recuit
Cu permet d’augmenter la taille de grains de la couche de Cu (figure 3.4) par des m´ecanismes de recristallisation et de croissance de grains [10, 57]. Afin de comparer des structures comportant des tailles de grains diff´erentes, une solution technologique logique consisterait `a ne pas recuire la couche de Cu avant polissage, nettoyage et collage. Cependant les couches de Cu d´epos´ees par les techniques ECD et PVD sont sujettes `a un ph´enom`ene de croissance de grains non homog`ene activ´e d`es RT appel´e le self-annealing en termes anglophones [58]. A l’issue de cette ´evolution microstructurale al´eatoire et difficilement contrˆolable, les films pr´esentent de larges distributions de tailles de grains qui ne sont donc pas pertinentes dans le cadre de l’´etude que nous souhaitons adresser ici. C’est pourquoi nous avons utilis´e une autre propri´et´e des couches de Cu afin d’obtenir des couches de Cu stabilis´ees, homog`enes et de tailles de grains diff´erentes.
(a) Structure 3-5 (b) Structure 3-6
(c) Structure 3-5 (d) Structure 3-6
Fig. 3.18 – Scans AFM sur une surface de 20 x 20 µm2des surfaces de Cu des structures 3-5 et
3-6 (a) (b) Apr`es recuit Cu (c) (d) Apr`es polissage
Il est connu que l’application d’un recuit `a une couche mince m´etallique a pour cons´equence de faire grossir ses grains [59, 60]. Ils occupent alors toute l’´epaisseur de la couche s’´etendant de la barri`ere
TiN `a la surface. Leur diam`etre en surface est du mˆeme ordre de grandeur que l’´epaisseur de sorte qu’ils peuvent s’apparenter `a des cubes. A partir de ces observations, les structures 3-5 et 3-6 ont ´et´e imagin´ees (d´efinies en table 3.2 page 66) et le comportement en collage va ˆetre d´etaill´e dans cette partie. Ainsi, des ´epaisseurs respectives de 200 nm et 5 µm de Cu ont ´et´e d´epos´ees par la technique ECD sur une seed-layer PVD de 200 nm et recuites selon le proc´ed´e de recuit Cu. Les figures 3.18(a) et 3.18(b) montrent les scans AFM r´ealis´es sur des surfaces de 20 x 20 µm2 apr`es ce recuit. Un facteur
trois existe en effet entre les deux tailles de grains obtenues.
Puisque la grandeur d’int´erˆet extraite de cette ´etude est la tenue m´ecanique des assemblages dans la gamme de temp´erature de RT `a 100˚C, une attention tout particuli`ere a ´et´e port´ee aux ´epaisseurs des couches de Cu coll´ees afin de pouvoir comparer les structures entre elles. En effet, Bertholet et al. ont montr´e que la grandeur d’´energie de fracture Gc obtenue pour des empilements comprenant des
couches minces m´etalliques ´etait fonction au premier ordre de l’´epaisseur de ces couches [11]. Suivant ces r´esultats, nous n’allons consid´erer dans un premier temps que seule l’´epaisseur des couches a un impact sur cette mesure mˆeme s’il est bien connu que la taille de grains fait varier les propri´et´es m´ecaniques des couches m´etalliques [61]. L’utilisation de proc´ed´es de CMP avec enl`evements de mati`ere maˆıtris´es a permis de coller de fa¸con sym´etrique des couches de Cu de 250 nm dans les deux cas. Outre le fait de r´eduire l’´epaisseur des couches de Cu, ces ´etapes de polissage permettent ´egalement d’acc´eder `a des valeurs de rugosit´e ´equivalentes `a celles obtenues dans les parties pr´ec´edentes (figures 3.18(c) et 3.18(d)). A la vue des r´ecents r´esultats pr´esent´es (partie 3.3.3), nous avons v´erifi´e que la cristallinit´e des couches de Cu des structures 3-5 et 3-6. Celles-ci se sont r´ev´el´es ´equivalente `a la structure 3-1 puisqu’elles sont d´epos´ees sur le mˆeme type de barri`ere TiN (figure 3.19). Pour les deux structures, la qualit´e des collages `a RT est satisfaisante sans d´efaut visible en SAM (scans non montr´es ici). Le proc´ed´e global d’obtention de ces deux structures est pr´esent´e de fa¸con sch´ematique en figure 3.20.
Fig. 3.19 – Spectres DRX en configuration θ/2θ r´ealis´es en incidente rasante Ω = 1˚ des structures 3-1, 3-5 et 3-6
La figure 3.21(a) montre l’´evolution des ´energies de fracture Gc estim´ee par la technique DCB de la
Fig. 3.20 – Repr´esentation sch´ematique du proc´ed´e global d’obtention des structures 3-5 et 3-6 ont ´et´e mesur´es apr`es un stockage `a RT de 15 jours8. Une diff´erence de 0,3 J.m-2est observ´ee entre les
deux structures ; la structure `a petits grains montrant des valeurs d’´energie de fracture plus ´elev´ees. Afin d’´evaluer l’aspect cin´etique de ce renforcement, nous avons recuit ces deux mˆemes structures `a 75˚C mais selon des dur´ees diff´erentes allant de 30 `a 135 min (figure 3.21(b)). L’´ecart de tenue m´ecanique entre les deux structures diminue avec la dur´ee de recuit jusqu’`a ce que leur ´energie de fracture atteigne la valeur asymptotique de 1,2 J.m-2. L’observation des faci`es de rupture apr`es insertion compl`ete de
la lame nous permet de conclure que la fracture s’est propag´ee dans la couche de Cu2O pr´esente au niveau de l’interface de collage. Tous les ´echantillons utilis´es pour les tests m´ecaniques ne pr´esentent aucun d´efaut apr`es stockage `a RT ou recuits post-collage (scans SAM non montr´es ici).
(a) (b)
Fig. 3.21 – ´Evolution de l’´energie de fracture des structures 3-5 et 3-6 (a) Selon la temp´erature de recuit post-collage de 30 minutes (b) Selon la dur´ee de recuit post-collage `a 75˚C
Il est int´eressant de comparer les valeurs mesur´ees dans le cadre de cette ´etude consistant au collage de couches Cu de 250 nm d’´epaisseur aux valeurs obtenues dans la partie 3.3.2 pour la structure 3-1 8. L’´evolution de l’´energie de fracture avec le temps de stockage `a RT n’a pas ´et´e trait´ee dans cette partie de l’´etude
incluant des couches de Cu de 500 nm. Nous pouvons constater qu’ici, les valeurs sont inf´erieures de presque 50 % si l’on consid`ere les valeurs `a RT et 100˚C. Ceci confirme donc la tendance annonc´ee dans la litt´erature sur l’accroissement des termes dissipatifs avec l’augmentation de l’´epaisseur des couches m´etalliques [4, 11].
La structure 3-5 semble se renforcer plus rapidement puisque pour des dur´ees de recuit de 30 minutes seulement, la tenue m´ecanique de la structure 6 est toujours inf´erieure (figure 3.21(a)). L’application de budget thermique plus long conduit `a la mˆeme ´energie de fracture pour les deux structures apr`es 120 minutes de traitement thermique (figure 3.21(b)). Le fait que les deux structures atteignent la mˆeme valeur d’´energie de fracture conforte notre hypoth`ese selon laquelle l’´epaisseur des couches impacte au premier ordre les termes dissipatifs inh´erents `a cette mesure.
Nous avons d´ej`a vu que les ph´enom`enes d’oxydation m´etallique ´etaient fortement li´es `a des m´e- canismes de diffusion. De fa¸con plus pr´ecise, dans la th´eorie de Cabrera et Mott, ce sont les ions m´etalliques qui diffusent `a travers les premi`eres couches d’oxyde pour r´eagir avec les mol´ecules d’O2 et d’H2O adsorb´ees en surface [23]. La litt´erature relative aux couches minces polycristallines rapportent ´egalement que les joints de grains sont des chemins de diffusions privil´egi´es dans ce type de mat´eriaux [62]. Nous pouvons ainsi penser que les premiers stades d’oxydation auront lieu de fa¸con pr´ef´erentiellement aux joints de grains avant le stade de croissance continue de la couche d’oxyde. Cette hypoth`ese a ´et´e v´erifi´ee exp´erimentalement sur des ´echantillons de Cu en surface libre par observation par microscopie ´electronique `a balayage (MEB) [63]. La structure 3-5 comportant des petits grains poss`ede une densit´e surfacique de joints de grains sup´erieure `a la structure 3-6 (figure 3.18) ce qui peut expliquer que l’oxydation au niveau de l’interface soit plus rapide. Par ailleurs, les r´esultats obtenus par l’application d’une isotherme semblent montrer l’activation de la diffusion ionique volumique au sein des grains pour des temps de recuits plus longs [64, chap 13].
L’impact de la taille de grain sur le ph´enom`ene de renforcement `a basse temp´erature a ´et´e montr´e. Ainsi, des cin´etiques rapides de renforcement `a basse temp´erature peuvent ˆetre obtenues pour des couches `a petits grains. Les joints de grains ont ainsi ´et´e d´esign´es comme des chemins privil´egi´es de diffusion. Augmenter leur densit´e surfacique acc´el`ere les ph´enom`enes limit´es par la diffusion comme la diffusion. Le comportement de ces mˆemes structures dans la gamme de temp´erature de 200 `a 400˚C sera ´egalement pr´esent´e dans le chapitre 4 suivant.
Diff´erents param`etres influents sur le renforcement des assemblages Cu-Cu coll´es apr`es activation CMP dans la gamme de temp´erature de RT `a 100˚C ont ´et´e distingu´es. Industriellement parlant, il est tr`es int´eressant de pouvoir pr´edire le comportement de ces couches et ainsi adapter au mieux les traitements thermiques `a appliquer aux structures apr`es collage des surfaces. C’est pourquoi, nous allons d´etailler une m´ethodologie afin de mod´eliser le ph´enom`ene d’oxydation au niveau de l’interface de collage. En nous appuyant sur la litt´erature existante, nous allons en particulier extraire les valeurs des ´energies d’activation du ph´enom`ene de renforcement `a basse temp´erature dans diff´erentes configurations.