HAL Id: jpa-00245895
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Submitted on 1 Jan 1988
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Caractérisation du contact Mo/AsGa élaboré par pulvérisation ionique
F. Meyer, E. Velu, C. Pellet, C. Schwebel, C. Dupas
To cite this version:
F. Meyer, E. Velu, C. Pellet, C. Schwebel, C. Dupas. Caractérisation du contact Mo/AsGa élaboré par pulvérisation ionique. Revue de Physique Appliquée, Société française de physique / EDP, 1988, 23 (5), pp.933-940. �10.1051/rphysap:01988002305093300�. �jpa-00245895�
Caractérisation du contact
Mo/AsGa
élaboré parpulvérisation ionique (*)
F. Meyer, E. Velu, C. Pellet, C. Schwebel et C. Dupas
I.E.F. Orsay, UA CNRS 22, bâtiment 220, 91405 Orsay Cedex, France (Reçu le 16 janvier 1987, révisé le 4 janvier 1988, accepté le 11 février 1988)
Résumé. 2014 L’influence des conditions de dépôt sur les propriétés de contacts molybdène sur arséniure de
gallium, élaborés par pulvérisation ionique, a été étudiée par spectrométrie Auger, mesures de résistivité et caractérisations I(V) et C(V). A température ordinaire, la croissance se fait monocouche par monocouche.
Au-delà de 200 °C, une interdiffusion se produit. Des mesures de résistance à basse température (0,5 K T 4,2 K ), dans le plan des films de Mo sur AsGa de 6 nm d’épaisseur mettent en évidence une
variation thermique de la conductivité linéaire en Log T, suivie de l’apparition de fluctuations supraconductri-
ces. La comparaison avec le cas de Mo/Si donne des informations sur la qualité des couches métalliques. Les caractéristiques I(V) et C (V ) des diodes Schottky ainsi élaborées dépendent de la température de dépôt, du
recuit post-dépôt et de la nature du gaz rare. Aucun problème d’adhérence n’a été rencontré pour ces contacts
Mo/AsGa élaborés par pulvérisation ionique même lorsque le dépôt est réalisé à 550 °C.
Abstract. 2014 The effect of ion beam sputtered deposition conditions on the characteristics of molybdenum
contacts on n-AsGa are investigated by Auger spectroscopy, resistivity, I(V) and C (V ) measurements. At
room temperature a layer by layer growth is observed. For temperatures greater than 200 °C interdiffusion
occurs. Resistivity measurements at low temperature (0.5 K T 4.2 K ) parallel to 6 nm thick Mo /AsGa
films evidence a thermal variation of the conductivity linear versus Log T and the onset of superconducting fluctuations. A comparison with Mo/Si gives informations about the quality of the metallic films. The I (V ) and C (V ) properties of Schottky barriers are found to be influenced by temperature deposition, post deposition annealing and nature of the rare gas. It is shown that the ion beam sputtered Mo/AsGa interface
does not exhibit any adhesion problem, even when elaborated at 550 °C.
Classification
Physics Abstracts
72.15 - 73.30 - 73.40 - 81.15
1. Introduction.
Dans de nombreuses applications, les contacts
métal/arséniure de gallium doivent être parfaitement
stables thermiquement. Dans ce contexte les métaux
réfractaires présentent un intérêt croissant.
De nombreux auteurs [1-4] ont montré que le
molybdène et le tungstène ne réagissent avec l’arsé-
niure de gallium qu’à hautes températures
(t > 500 °C ) et se comportent comme d’excellentes
barrières de diffusion vis-à-vis de l’arsenic et du
gallium. Ces résultats ne semblent pas dépendre de
la méthode de dépôt puisque dans ces expériences,
les films métalliques ont été élaborés aussi bien par
évaporation [1, 4] que par pulvérisation cathodique [2, 3]. Il est à noter cependant que les dépôts, dans
ces différents travaux, ont été réalisés sur des substrats non nettoyés in situ et (ou) dans des
(*) Cet article avait été proposé pour le n* spécial
« Semiconducteurs III-V ». Sa parution a été retardée pour des raisons matérielles indépendantes de l’éditeur.
conditions de vide médiocre ; Murkherjee et al. [2]
mentionnent de plus le manque d’adhérence des films métalliques sur AsGa dès que la température
de dépôt s’élève au-delà de 400 °C et 450 °C pour W
et Mo respectivement. Ces auteurs attribuent l’origine de ce problème à la différence des coeffi- cients de dilatation des métaux et de l’arséniure de
gallium (Mo: 5,0 x 10-6 /K; W : 4,5 x 10-6 /K
AsGa: 6,0 x 10-6 /K).
Plus récemment, Bloch et al. [5] ont étudié la
stabilité thermique de films minces de Mo et W élaborés par évaporation dans un banc d’épitaxie par
jets moléclaires (E.J.M.). Le dépôt de films de W et de Mo immédiatement après épitaxie d’AsGa, et
dans des conditions de vide excellentes (5 x 10- lo
Torr pour Mo et 2 x 10- 9 Torr pour le W) permet de garantir la parfaite propreté de l’interface. La diffu- sion de l’arsenic a pu être mise en évidence par des
analyses Auger : dès 250 °C à travers Mo, et même à température ordinaire dans le cas de W. Il est à
remarquer que ces auteurs ne mentionnent quant à
eux aucun problème d’adhérence, même lorsque le
Article published online by EDP Sciences and available at http://dx.doi.org/10.1051/rphysap:01988002305093300
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dépôt est réalisé à des températures supérieures à
500 °C.
Le comportement, lors de traitements thermiques
de couches de W ou de Mo évaporées sur AsGa
semble dépendre de la présence ou non d’oxyde à
l’interface. Le rôle de cet oxyde est beaucoup plus
difficile à évaluer lorsque les métallisations sont réalisées par pulvérisation cathodique, les conditions
de vide ( ~ 10- 2 Torr de gaz rare) ne permettent pas alors de s’assurer de la propreté de l’interface. Ces inconvénients dus à la pression peuvent être réduits si le métal est déposé par pulvérisation ionique [6],
et donc en dehors de la présence d’un plasma.
Certains auteurs [7] ont montré qu’il est possible
de réaliser des contacts Mo/Si par pulvérisation ionique. Leurs conditions de vide (quelque 10-4
Torr d’argon) sont plus favorables que celles relevées dans un banc de pulvérisation cathodique, mais correspondent néanmoins à des pressions partielles d’impuretés supérieures à celles atteintes dans un
banc d’E.J.M. Les propriétés des diodes ainsi élabo- rées dépendent en particulier de l’énergie des ions
de gaz rare, et le bombardement du dépôt par des
particules énergétiques de nature indéterminée est rendu responsable de la formation de défauts. On explique de la même façon les résultats obtenus sur
des diodes Schottky, quand le semiconducteur a subi
un décapage ionique avant métallisation [8].
Un banc de pulvérisation ionique de technologie
ultravide nous a permis de réaliser des homoépitaxies
de silicium de qualité [9]. Il nous a semblé intéressant d’utiliser ce même banc pour élaborer des contacts métaux réfractaires sur semiconducteur, afin de comparer nos résultats à ceux obtenus en E.J.M., les énergies des atomes métalliques venant se condenser
étant notablement différentes. Nous présentons
dans cet article les résultats que nous avons obtenus
sur le couple Mo/AsGa.
Ces résultats portent aussi bien sur des analyses morphologiques par microscopie électronique à balayage (M.E.B.), physicochimiques par spectro- métrie Auger (A.E.S.), qu’électriques (mesures de
résistivité et de magnétorésistance à très basse
température, caractéristiques I(V) et C (V ) sur des
diodes Schottky).
2. Préparation.
2.1 DISPOSITIF EXPÉRIMENTAL. - Le dispositif expérimental, précédemment décrit [9] comprend :
- une source d’ions de type duoplasmatron cons-
truite dans notre groupe et utilisant une technologie
ultravide. Durant la décharge, la pression dans la
source est de l’ordre de 10- 2 Torr ;
- une enceinte de dépôt dans laquelle la pression
résiduelle est de 2 x 10- 9 Torr. Lors du dépôt la pression s’élève à 2 x 10-7 Torr de gaz rare, toute- fois les taux réduits de désorption permettent de
limiter la pression de gaz polluants (CO, C02, H20, ...) à 2 x 10-9 Torr. Cette chambre est équipée en particulier d’un analyseur Auger et
d’un porte-substrats à huit postes ;
- une enceinte intermédiaire munie d’un groupe de pompage autonome permet un gradient de pres- sion entre les deux chambres précédemment décri-
tes.
Des ions argon ou de xénon de 20 keV ont été utilisés pour pulvériser une cible de molybdène dont
la pureté est de 99,97 %.
2.2 PRÉPARATION DES SUBSTRATS. - Les substrats d’arséniure de gallium que nous avons utilisés sont orientés (100) et dopés n (Si : 2 x 1016 cm- 3).
Ils sont montés immédiatement après un nettoyage chimique classique (HCL puis 10 H2SO4 + 1 H20 +
1 H202), dans l’enceinte de dépôt où ils subissent un
nettoyage in situ par désorption thermique (600 °C pendant 30 s). Des analyses Auger nous ont montré
que ce traitement permet l’élimination de
l’oxyde [10], mais provoque un léger enrichissement
en Ga [11] ([Ga]/[As] ~ 1,1). Nous avons pu d’une part vérifier au microscope à balayage (M.E.B.) que
l’aspect de la surface n’était pas modifié lors de cette
étape et d’autre part nous avons élaboré par pulvéri-
sation ionique, sur des substrats ainsi préparés des
diodes Ni/AsGa de bonne qualité : n = 1,05, OB = 0,76 eV.
La vitesse de dépôt est proportionnelle au courant ionique, elle est de 1 nm/mA/min et de
2 nm/mA/min pour des ions argon et des ions xénon
respectivement. Nous avons choisi dans nos expé-
riences des vitesses comprises entre quelques dixiè-
mes et quelques dizaines de nanomètres par minute.
Des mesures d’épaisseurs, à l’aide d’un profilomètre DEKTAK, de couches déposées à travers masque
nous ont permis l’étalonnage de ces vitesses. Les
motifs pour les mesures électriques ont été définis par photolithographie et gravure chimique.
3. Mode de croissance.
Afin de déterminer le mode de croissance du
molybdène déposé par pulvérisation ionique sur de
l’arséniure de gallium, nous avons étudié l’atténua-
tion des pics Auger correspondant au substrat lors
du dépôt réalisé à faible vitesse : 0,3 nm/min et à température ordinaire. Nous avons pu vérifier que les résultats ne sont pas modifiés si la vitesse est
multipliée par dix.
Ces résultats expérimentaux sont comparés à ceux
obtenus par un calcul théorique supposant soit une croissance monocouche par monocouche (Fig. la),
soit une croissance par îlots (Fig 1b). Nous nous
sommes inspirés pour ce calcul du modèle proposé
par Rosella Méméo [12] en lui apportant quelques
modifications. Nous avons ainsi pris en compte l’atténuation du faisceau primaire Io lorsqu’il atteint
Fig. 1. - Mécanismes de croissance : croissance monocou-
che par monocouche (a), et croissance par îlots (b).
[Growth mecanisms : layer by layer growth (a) and island growth (b).1
des couches de plus en plus profondes, et nous avons
considéré que l’épaisseur d’une monocouche da du
métal différait de celle du substrat ds. Nous avons
ainsi choisi da = 0,314 nm et ds = 0,565 nm.
Avec ces hypothèses, le courant Auger I, prove- nant du substrat lors d’une croissance monocouche par monocouche (Fig. la) est proportionnel à :
x est le taux de recouvrement de la dernière couche en construction (0 x 1 ), h le nombre de couches complètes de Mo déposé, L, la profondeur d’échappement des électrons Auger et G une fonc-
tion donnée par :
L, s’obtient simplement en multipliant le libre
parcours moyen par le cosinus de l’angle d’analyse,
en l’occurrence cos (42,3° ). Afin de tenir compte de
l’atténuation du faisceau primaire dans le métal ou
dans l’AsGa, on utilise en réalité dans la formule (1)
une longueur d’atténuation apparente égale à L, x L/ (LS + L ) où L correspond au libre parcours moyen des électrons primaires. A l’instar de Méméo,
nous avons supposé que les libres parcours moyens
ne dépendaient que de l’énergie E des électrons et non du milieu dans lequel ces derniers se déplacent.
Nous avons ainsi utilisé la relation empirique de
Seah et Dench [13] :
où l’énergie E est exprimée en eV.
Afin de rendre compte d’une croissance par îlots,
nous avons considéré le modèle simple représenté (Fig. 1b) : le taux de recouvrement du substrat 0 reste constant au cours de la croissance, et tous les îlots sont formés du même nombre de monocou-
ches h. Le courant Auger 1 s provenant du substrat devient alors proportionnel à :
avec 0 x 03B8 et 0 03B8 1.
La croissance monocouche par monocouche cor-
respond au cas particulier 0 = 1.
Nous avons représenté figure 2, les résultats théo-
riques concernant l’atténuation des pics haute éner-
gie As (1 230 eV) et Ga (1 070 eV), et basse énergie
Ga (106 eV) lors d’une croissance monocouche par monocouche (courbes en traits continus). Afin de ne
pas surcharger la figure nous n’avons porté que l’atténuation du pic Ga (1 070 eV) lors d’une crois-
sance par îlots avec un taux de recouvrement
Fig. 2. - Evolution des pics Auger (Ga (106 eV), Ga (1 070 eV) et As (1 230 eV)) en fonction de l’épaisseur de molybdène. (o représente les points expérimentaux). La
courbe en traits continus correspond à une croissance
monocouche par monocouche, la courbe en tirets à une
croissance par îlots 0 = 0,9.
[Evolution of Auger lines (Ga (106 eV), Ga (1 070 eV) et
As (1 230 eV)) versus molybdenum thickness. (o repre- sents experimental results). The solid curve agrees with a
layer by layer growth, the dashed line with an island one
(coverage 0 = 0.9).]
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03B8 = 0,9 (courbe en tirets). Il est à noter que cette dernière courbe s’écarte notablement de celle corres-
pondant à une croissance bidimensionnelle (03B8 = 1)
et ceci bien que le taux de recouvrement choisi
(03B8 = 0,9) soit relativement élevé.
On peut constater que les résultats expérimentaux (2022) sont en bon accord avec le modèle de croissance monocouche par monocouche, et donc en déduire
que le molybdène élaboré par pulvérisation ionique
croît sur l’AsGa selon un mode de type Van der Merwe et que l’interface est abrupte.
Ce résultat diffère notablement de celui de Wal-
drop [14] qui a montré grâce à des analyses par
spectrométrie de rayons X (X.P.S.) que l’interface Mo, déposé par pulvérisation cathodique D.C., sur
AsGa s’étend sur environ 1 nm avec formation d’un arséniure de molybdène. Cette différence de comportement peut s’expliquer si on se réfère à des
travaux de ce même auteur [15], qui montrent que la
présence d’un oxyde provoque une extension de l’interface. On peut supposer que les conditions de vide en pulvérisation cathodique moins bonnes qu’en pulvérisation ionique provoquent une pollu-
tion en oxygène des couches et interdisent toute formation d’interface abrupte. On ne peut cependant
éliminer l’hypothèse selon laquelle l’élévation de la
température du substrat, lors du dépôt par pulvérisa-
tion cathodique, favorise une réaction chimique
entre le métal et le semiconducteur et provoque l’extension de l’interface.
4. Effets de la température de dépôt.
4.1 ANALYSES PHYSICO-CHIMIQUES. - Nous nous sommes attachés à étudier l’influence de la tempéra-
ture de dépôt sur les différentes propriétés du
contact Mo/AsGa, en particulier sur l’adhérence de la couche métallique et sur les problèmes d’exodiffu- sion d’As et de Ga.
Tant que la température de dépôt est inférieure à 200 °C, aucune trace d’arsenic ou de gallium ne peut être détectée par spectrométrie Auger sur une fine
couche de 6 nm de Mo. Des observations au micros- cope électronique à balayage ont montré que la
rugosité des dépôts est identique à celle du substrat.
Au-delà de 200 °C, l’arsenic et le gallium diffusent jusqu’à la surface et tant que la température reste
inférieure à 450 °C le rapport de l’amplitude du pic
de As à celle du pic de Ga demeure constant et égal
à 0,6. Pour des températures supérieures à 450 °C,
ce rapport diminue. La rugosité des dépôts augmente
au fur et à mesure que le molybdène est déposé à des températures plus élévées. La figure 3 présente l’aspect d’une couche élaborée à 550 °C observé au
M.E.B. La surface, si elle est rugueuse, demeure néanmoins continue et ne présente jamais de cloques
blisters.
Si nous nous référons aux articles de Bloch [5] et
Fig. 3. - Aspect d’une couche de Mo déposée à 550 °C,
vu au M.E.B. (W = 6 nm).
[S.E.M. of a Mo layer deposited at 550 °C (W = 6 nm ).
de Suh [1], nous pouvons supposer qu’à partir de
450 °C l’arsenic réagit avec le molybdène pour former le composé chimique M05AS4 à l’interface.
Le gallium ainsi libéré diffuse à travers le métal vers
la surface provoquant la diminution du rapport des pics Auger As sur Ga. L’augmentation de la rugosité
des films à 550 °C met en évidence sans doute une
inhomogénéité de la réaction chimique.
Ces résultats sont aussi bien obtenus lorsqu’on
utilise des ions argon que des ions xénon.
Nos films de Mo déposés par pulvérisation ioni-
que, dans de bonnes conditions de vide (pression de
gaz polluants ~ 2 x 10- 9 Torr) et sur des substrats exempts d’oxygène, ne sont pas de bonnes barrières de diffusion vis-à-vis de As et de Ga. Ils présentent
donc un comportement plus voisin des couches
obtenues par évaporation in situ sur une épitaxie
d’AsGa [5] que de celles déposées par pulvérisation cathodique [1, 2].
4.2 MESURES DE RÉSISTANCE ET DE MAGNÉTORÉ-
SISTANCE À T 4,2 K. - Nous avons effectué des
mesures fines de la résistance électrique dans le plan
des films, de trois couches de Mo de 6 nm d’épaisseur déposées sur AsGa à des températures de 25 °C,
100 °C et de 200 °C (respectivement échantillons 1, 3
et 4). Ces mesures ont été réalisées à basse tempéra-
ture (0,5 K T 4,2 K) en champ nul, puis en présence d’un champ de 0 à 5 T appliqué soit perpendiculairement, soit parallèlement aux cou-
ches. La mesure de la résistance s’effectue par une méthode à quatre fils, en alternatif basse fréquence
avec un courant de 10 liA : la résolution atteinte est de io- 4 Q. Le motif défini sur les échantillons par gravure chimique est une bande de 1,5 x 5,5 mm2.
La variation de la résistance en fonction de la
température de mesure, comme nous le montrons
plus loin, correspond bien à une conduction dans un
film métallique fin. La zone de charge d’espace
créée sous le molybdène est suffisamment épaisse
pour isoler électriquement le métal (R~ ~ quelques
dizaines d’ohms), et ainsi exclure toute conduction
parasite, même à température ordinaire, par le substrat (Ru = 0,5 fi à T = 300 K).
Tableau 1.
On peut noter (Tab.I) l’accroissement de la résistance carrée, mesurée aussi bien à 300 K qu’à 4,2 K, avec la température de dépôt du molybdène.
Le suivi de la croissance (Paragraphe 3) de Mo sur AsGa, à température ordinaire, nous permet d’assu-
rer que l’interface de l’échantillon Mo/AsGal est abrupte. Toutefois le fait que des analyses Auger (Paragraphe 4) ne révèlent aucune trace d’As et Ga
sur la surface de 6 nm de métal déposé à 100 °C (Mo/AsGa3) et 200 °C (Mo/AsGa4) ne permet pas de conclure sur la nature de l’interface : abrupte ou
diffuse. Nos résultats de mesures de résistance à
4,2 K conforteraient plutôt la deuxième hypothèse.
En effet, l’accroissement de la résistance carrée de
Mo, avec la température de dépôt, traduit la dégra-
dation de la qualité de la couche vraisemblablement
en raison d’une pollution graduelle du métal par As et (ou) Ga.
L’étude de conductivité Uo en fonction de la
température (Fig. 4) met en évidence deux phéno-
mènes : une variation linéaire de au avec Log T aux températures les plus élevées de la gamme étudiée,
suivie d’une remontée de ou aux plus basses tempé-
ratures. La variation logarithmique de au avec T est conforme à la théorie de la localisation et des interactions coulombiennes entre électrons dans un
métal bidimensionnel faiblement désordonné. Une couche métallique peut être considérée comme bidi- mensionnelle lorsque son épaisseur est inférieure à la longueur de Thouless LTH =
DT;
où D est laconstante de diffusion, et ri le temps de collision
inélastique, qui varie à basse température comme
T-p avec 1 p 3. Dans ces conditions, la conducti- vité [16] est donnée par :
où a = 1 en l’absence de dégénérescence orbitale et
où F est un facteur d’écran compris entre 0 et 1. La
Fig. 4. - Variation de la conductivité par carré ao de trois échantillons de Mo/AsGa de 6 nm d’épaisseur (voir
Tab. I), en fonction de Log T, entre 0,5 K et 4,2 K. Pour deux des échantillons on observe aux températures supérieures de la gamme une droite de pente égale à 1 (en
unités de q2/2 03C02h) la remontée de 03C3~ à basse tempéra-
ture traduit l’apparition de fluctuations supraconductrices.
[Variation of conductivity ao versus Log T of three 6 nm
thick Mo/AsGa samples (see Tab. I). In two samples, we
observe a linear variation versus Log T with a slope equal
to 1 (units q2/2 03C02h). The increase of u 0 at the lowest temperatures is due to the onset of superconducting fluctuations.]
mise en évidence d’un terme en Log T dans la
conductivité de nos échantillons traduit l’existence d’une couche de Mo de qualité correcte. La pente de la droite À = a p + 1 - 3 F/4 est voisine de l’unité dans les échantillons 3 et 4 réalisés à une température supérieure à l’ambiante.
A basse température, la conductivité des films croît sensiblement en dessous de 2,3 K, de 0,8 K et
de 0,59 K respectivement pour les films élaborés à 25 °C, 100 °C et 200 °C. Cette croissance met en
évidence l’existence de fluctuations supraconductri-
ces dont la température d’apparition peut être inférieure ou supérieure au 7c du Mo pur massif
(Tc = 0,92 K).
Ces différences sur nos échantillons peuvent s’interpréter par la compétition entre deux phénomè-
nes antagonistes :
- augmentation du 7c due à la présence d’argon
dans les films. Cet effet est d’autant moins sensible que la concentration en argon diminue et donc que la température de dépôt augmente [9] ;
- diminution du 7c lorsque l’épaisseur de la
couche supraconductrice diminue, et ce deuxième effet peut expliquer l’apparition de fluctuations
supraconductrices à des températures inférieures au
Te du Mo massif dans les échantillons élaborés à des
températures supérieures à 100 °C.
