4.6 Cinétique de croissance et mécanismes de diffusion
4.6.1 Après recuit à moins de 570 K de dépôts d’Al de moins de 4,5 MC102
Les dépôts d’aluminium ultraminces ont été progressivement recuits entre 250 et 570 K et caractérisés par AES, LEED et RBS-canalisation pour différentes tempéra-tures de recuit.
4.6.1.1 Analyse par AES et LEED
Les spectres obtenus en AES présentés sur la Figure 4.34 montrent l’évolution des pics Auger du Ni et de l’Al avec la température de recuit, pour un dépôt de 2 MC. Au-cune modification notable n’est observée sur les spectres AES jusqu’à environ 250 K. Au-delà de cette température, nous pouvons constater que l’amplitude du pic Ni à 61 eV augmente progressivement tandis que l’amplitude du pic Al à 68 eV diminue progressivement avec la température de recuit.
Fig. 4.34: Spectres Auger présentant l’évolution du pic Ni (61 eV) et du pic Al (68 eV) avec la température de recuit pour un dépôt de 2 MC Al/Ni(111). (a) après dépôt à 130 K ; (b) après recuit à 300 K ; (c) après recuit à 570 K.
Nous pourrions interpréter cette évolution des pics Auger avec la température de deux manières différentes : soit l’extrême surface du dépôt d’Al s’enrichit progressive-ment en Ni ; soit le film d’Al ne mouille plus le substrat et occupe, sous forme d’îlots, une fraction négligeable de la surface du Ni. En fait, l’analyse des diagrammes LEED obtenus nous permet de valider la première hypothèse. En effet, les taches observées sur le diagramme LEED obtenu juste après dépôt à 130 K (Figure 4.7(b)), et que nous avons attribuées au dépôt d’Al faiblement ordonné, ont disparu après un recuit compris entre 250 et 570 K. Dans le même temps, les taches caractéristiques du sub-strat (Figure 4.7(a)) observées juste après dépôt à 130 K à haute énergie (au-delà de 250 eV) pour des dépôts de faible épaisseur (< 4,5 MC) ont également disparu. Ces deux observations nous permettent de conclure qu’il y a toujours un film continu sur la surface du substrat, et que ce film s’épaissit. Ceci démontre bien que les spectres
Auger observés sont dus à un enrichissement progressif en Ni de la couche d’Al déposée et par conséquent la formation progressive d’un alliage Al-Ni. L’absence de taches de diffraction que nous pourrions attribuer à cette couche alliée nous permet finalement de conclure à l’absence, après des recuits à des températures inférieures à 570 K, d’un ordre à grande distance dans cette couche.
Comme nous pouvons le voir sur la Figure 4.34, les pics AES du Ni et de l’Al sont très proches en énergie : une analyse quantitative en terme de profils de concentration dans l’extrême surface est donc délicate, d’autant plus que la formation d’alliage peut induire une modification de la structure électronique et donc un déplacement en énergie de ces pics sur le spectre Auger résultant. Ce déplacement est difficilement évaluable sur la Figure 4.34 du fait de la résolution insuffisante de notre système d’analyse. Nous avons donc cherché à obtenir des informations quantitatives sur la formation de l’alliage par des techniques d’analyse par faisceau d’ions.
4.6.1.2 Analyse par RBS-canalisation
Nous savons, par l’analyse des diagrammes LEED obtenus après divers recuits com-pris entre 250 et 570 K, que la couche alliée Al-Ni ne présente pas, dans ce cas, d’ordre cristallin à grande distance. Par conséquent, les atomes de Ni participant à la couche alliée ne sont pas affectés par des effets d’ombrage en géométrie de canalisation. L’in-tégrale du pic surface Ni va donc augmenter par rapport à l’inL’in-tégrale obtenue juste après dépôt d’Al à 130 K. Cette intégrale a maintenant deux composantes : la pre-mière correspond à la contribution des atomes des premiers plans du substrat et peut être calculée par simulation Monte Carlo ou mesurée sur le substrat nu, dans les mêmes conditions expérimentales et notamment à la même température (nous avons réalisé ces mesures, en fonction de la température, suivant les axes [111] et [110] du substrat de Ni du substrat de Ni) ; la seconde est la contribution des atomes de Ni impliqués dans la constitution de l’alliage. Les spectres RBS de la Figure 4.35 enregistrés à tem-pérature ambiante après différents recuits correspondent à un dépôt de 2 MC. Nous avons déterminé le nombre d’atomes de Ni participant à la couche alliée en mesurant l’augmentation de l’intégrale du pic surface induite par les recuits. Nous avons effectué des expériences de canalisation suivant les axes [111] et [110] du substrat de Ni, et pour deux énergies du faisceau incident, 0,5 MeV et 1,5 MeV. Nous avons trouvé, dans tous les cas, des résultats en bon accord mutuel. Nous présentons dans le Tableau 4.4 les résultats obtenus après dépouillement des spectres RBS de la Figure 4.35. Nous défi-nissons la stœchiométrie moyenne de la couche alliée comme le rapport entre le nombre d’atomes de Ni participant à la couche alliée et la quantité d’Al déposé.
Nous pouvons constater que la stœchiométrie moyenne de la couche alliée augmente avec la température de recuit. Les résultats RBS confirment donc de manière quan-titative l’enrichissement en Ni avec la température de recuit observé par AES. Nous reviendrons plus en détails dans les paragraphes suivants sur la cinétique de croissance
Fig. 4.35: Spectres RBS (4He+ à 1,5 MeV, θ = 94,9°) en géométrie de canalisation,
le faisceau incident étant aligné suivant l’axe [111] du cristal de Ni, pour un dépôt de 2 MC d’Al. Trait noir : juste après dépôt à 130 K (spectre enregistré à 130 K) ; trait rouge : après recuit à 300 K (spectre enregistré à 300 K) ; Trait vert : après recuit à 470 K (spectre enregistré à 300 K) ; trait bleu : après recuit à 570 K (spectre enregistré à 300 K).
Température Nombre d’atomes de Ni Stœchiométrie moyenne
de recuit participant à la couche alliée de la couche alliée
300 K 4,75×1015 Ni/cm2 Ni 1,28Al 470 K 5,61×1015 Ni/cm2 Ni 1,52Al 570 K 5,90×1015 Ni/cm2 Ni 1,60Al
Tab. 4.4: Détermination du nombre d’atomes de Ni/cm2 participant à la couche alliée
et de la stœchiométrie moyenne de cette couche alliée après divers recuits compris entre 250 et 570 K pour un dépôt de 2 MC d’Al/Ni(111).
et les mécanismes de diffusion impliqués dans la formation d’alliage. Au vu des résul-tats obtenus par AES, LEED et RBS-canalisation, nous pouvons conclure qu’un recuit entre 250 K et 570 K conduit à la formation progressive d’un alliage désordonné. Ce résultat est en accord avec les observations Auger publiées précédemment [49] pour un dépôt d’Al sur Ni(100), à la différence notable près que, dans notre cas, nous détectons le début du processus de formation d’alliage dès 250 K, au lieu de 700 K.
Il est frappant de constater que même dans le cas de ces dépôts ultraminces, la composition de l’alliage évolue sur une très large gamme de température. Comme nous l’avons déjà dit, on peut associer à une température donnée une composition moyenne atteinte très rapidement et qu’on ne peut plus faire évoluer de façon significative qu’en augmentant la température de recuit. Ce comportement semble indiquer que les
pro-cessus de diffusion associés à la formation de l’alliage sont caractérisés par des énergies d’activation qui augmentent notablement avec l’enrichissement en Ni. En supposant une fréquence d’essai de l’ordre de 1013 s−1, l’apparition de Ni à la surface du film ultramince dès 250 K permet de supputer une énergie d’activation extrêmement basse, de l’ordre de 0,7 eV pour le début du processus d’alliage. Le fait que la composition évolue encore à 570 K conduit à évaluer des énergies d’activation de l’ordre de 1,6 eV. Nous sommes clairement devant un phénomène compliqué. Le fait que l’on observe, par AES, du Ni en surface alors que la composition moyenne du film est très loin de Ni3Al semble démontrer que la constitution de cette phase ne procède pas par l’avancée d’un front. Nous sommes donc probablement en présence d’un mécanisme de croissance hé-térogène, où la diffusion aux joints de grain du film d’Al peut, dans un premier temps, jouer un rôle essentiel. Il est intéressant de noter, dans le même ordre d’idée, que pour des températures de l’ordre de 570 K on commence à observer sur les diagrammes LEED des traces de présence de la phase ordonnée Ni3Al, alors que la composition moyenne du film n’a pas encore atteint cette stœchiométrie. Le film formé est donc vraisemblablement hétérogène latéralement.