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Submitted on 1 Jan 1969
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Méthodes physiques de détermination des imperfections dans les couches hétéroépitaxiques de silicium sur
substrat alumine-α
J. Mercier
To cite this version:
J. Mercier. Méthodes physiques de détermination des imperfections dans les couches hétéroépitaxiques de silicium sur substrat alumine-α. Revue de Physique Appliquée, Société française de physique / EDP, 1969, 4 (3), pp.345-351. �10.1051/rphysap:0196900403034500�. �jpa-00243293�
MÉTHODES PHYSIQUES DE DÉTERMINATION DES IMPERFECTIONS
DANS LES COUCHES HÉTÉROÉPITAXIQUES DE SILICIUM
SUR SUBSTRAT ALUMINE-03B1
Par J. MERCIER,
L.E.P.M., Section Physique des Couches Minces, Cedex 166, 38-Grenoble-Gare.
(Reçu le 29 janvier 1969.)
Résumé. 2014 Des méthodes purement physiques : diffraction aux R. X, topographie de
surface aux R. X, spectrométrie I.R., sont utilisées en complément de méthodes électriques
pour caractériser l’évolution des propriétés de couches hétéroépitaxiques de silicium sur
substrat Al2O3-03B1 avec la température d’épitaxie. Elles confirment l’optimisation de la qualité
pour une certaine gamme de températures par une balance entre défauts de structure qui pré-
dominent à basse température et d’impuretés qui interviennent à haute température. On
en conclut que le choix historique de substrat alumine est doublement mauvais : par l’auto-
dopage inévitable de type P qu’il introduit et, du fait de sa nature (oxyde), par la formation de phases (Si-0) préjudiciables à la qualité cristalline de la couche.
Abstract. 2014 Physical investigations : X rays diffraction and surface topography, I.R. spec- trometry, are used, as a complement of electrical methods, for studying the variations with
epitaxial temperature of the properties of silicon on sapphire (Al2O3-03B1) heteroepitaxial layers.
An optimum quality is found for a small range of temperatures ; below structure defects, and above doping by impurities, are important and deleterious effects. We conclude that the choice of alumina as a substrate, made a long time ago is not a good one, due to the unavoi- dable P type autodoping and to the formation of Si-0 phases involved by its chemical nature, and which badly affect the layer’s crystalline quality.
Introduction. - La détermination des imperfec-
tions dans les couches minces cristallines de silicium
déposées, à partir du silane, sur des substrats mono-
cristallins d’alumine-oc est un problème difficile si l’on
veut satisfaire les conditions suivantes :
a) Non-destruction de la couche;
b) Sélectivité;
c) Sensibilité.
Les mesures électriques, importantes pour les appli-
cations considérées, sont sensibles mais pas très sélec- tives et exigent une mise en oeuvre certaine qui les
rend assez longues.
C’est pourquoi nous avons cherché à les compléter
par des méthodes purement physiques, non destruc- tives, sélectives, mais qui manquent de sensibilité, au point qu’il n’est pas toujours possible de chiffrer les résultats.
Point de la situation. - Les résultats suivants sont
acquis :
1) Obtention systématique de la monocristallinité des couches de silicium, avec l’orientation générale (001), sur substrat alumine-oc d’orientation (01.2), à
partir de T = 1 000 OC, par dissociation du silane
en atmosphère d’hydrogène [1].
2) Au-delà de T = 1 100 ’OC, autodopage marqué
de type P, attribué à l’aluminium issu du substrat.
Le mécanisme de dopage a été démontré : il s’agit
essentiellement d’un transfert en phase vapeur, mais ceci n’exclut pas une diffusion accélérée à partir d’une phase interfaciale [2].
3) Existence d’une phase interfaciale démontrée par les expériences suivantes :
cl) dans le cas spécifique d’orientation (01.2), l’at- taque sous H2 à haute température (1 300 oC)
du substrat A120s-ex est faible et non préférentielle,
alors que
b) l’élimination sélective de la couche de Si déposé,
même à basse température (1 050 OC), révèle
une surface du substrat très attaquée.
Ceci démontre une réactivité certaine avec le
substrat, en cours de dépôt des corps en présence,
soit Si, soit H, issus de SiH4, dont la décomposi-
tion hétérogène a été démontrée [3].
Cette réactivité n’est présente qu’en cas d’épitaxie [4].
Article published online by EDP Sciences and available at http://dx.doi.org/10.1051/rphysap:0196900403034500
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4) Malgré l’utilisation de monocristaux d’AI20s-Cl
obtenus par tirage Czochralski, de bonne qualité
cristalline (taux de dislocation 104 cm-2, par révé- lation à P04H3 sur le plan 01.2 - étude en effet
Borrmann : trois défauts sur 1 cm de long [5]), existence
d’un taux de défauts très élevé dans la couche (révéla-
tion chimique au Dash-Etch, vitesse de dissolution de la couche plus rapide que pour le silicium massique).
De tous ces résultats, il convient de retenir, en résumé, l’importance des effets interfaciaux. En tout état de cause, leur existence met en jeu l’applicabilité de la
structure. En effet, celle-ci serait particulièrement inté-
ressante dans les dispositifs à jonctions latérales, mais
à condition que leurs propriétés ne soient pas détériorées par des défauts d’interface.
Objet de l’étude. - Ces défauts ont été mis en évi- dence par leurs effets électriques [6], [7] et également
par méthode photoélectrique [7]. Néanmoins, l’inter- prétation qui leur a été donnée, faisant intervenir une
phase vitreuse, nous paraît peu compatible avec la
notion d’épitaxie. Notre étude a donc porté sur l’ana- lyse physique des propriétés de ces couches conformé-
ment aux exigences rappelées dans l’introduction.
Conditions expérimentales. - Dans un réacteur
horizontal à double paroi refroidie à l’eau, les pla- quettes sont chauffées en R.F. (455 kHz, 12 kW R.F.)
par l’intermédiaire d’un suscepteur en graphite, enrobé
de silice transparente de haute pureté.
Un débit principal d’hydrogène de 10 l/mn sert de balayage. Le silane prédilué à 3 % (vol.) dans H2
débite 170 CM3/Mn (soit 5 cc/mn de SiH4).
Les taux de dépôt sont assez faibles - 0,05 à 0,1 03BC/mn, selon la température. La cinétique de crois-
sance a fait l’objet d’une étude particulière [3].
Les couches sont non intentionnellement dopées.
Leur épaisseur, réglée par la température et le temps de dépôt, est de l’ordre de 5 03BC. Cette valeur permet
en effet :
- des mesures électriques reproductibles,
- la mise en évidence des effets d’interface (voir plus loin).
Des mesures électriques (résistivité de couche, mobi-
lité des porteurs majoritaires) ont été effectuées et
feront l’objet, dans le détail, d’une publication séparée.
Néanmoins, pour résumer, nous indiquons les résultats
suivants :
1) Dans certaines conditions, une contamination interfaciale peut, à basse température d’épitaxie,
compenser (électriquement) le dopage de type p pro- venant de l’aluminium : c’est-à-dire que, dans ce cas, les couches passent du type N au type P quand la température d’épitaxie croît, la résistivité des couches de type N croissant, celle des couches de type P dimi- nuant, quand Tepi croît.
2) La mobilité des porteurs majoritaires passe par
un optimum pour une certaine température. Dans nos conditions, cette température est T N 1 100 OC et
les couches sont alors de type P systématique. Leur
résistivité évolue entre 0,5 et 1 Cm pour une mobilité de Hall de l’ordre de 150 à 200 cm2/s . V.
La qualité des couches est représentée par un facteur :
F == fJ. (couche)
fJ. (massique)
pL étant la mobilité des porteurs majoritaires. Dans
l’évaluation de ce rapport, il doit être tenu compte de la concentration de porteurs. On trouve alors pour les couches de type N des facteurs qui descendent jusqu’à 0,1, alors que l’optimum pour les couches P
correspond à F = 0,5-0,6.
Ce résultat confirme celui d’autres chercheurs [8].
Évaluation de la qualité cristalline par diffraction
aux R. X. - On détermine la qualité cristalline des
couches, déposées à diverses températures (dans la
gamme d’épitaxie), par diffraction aux R. X (radia-
tion Ka du cuivre) avec un faisceau de 2 X 5 mm2
(la couche couvre une surface de 200 mm2).
Les orientations des plans de diffraction sont :
- (400) : cette orientation est normale. L’intensité diffractée est pratiquement la même pour toutes les couches. Par convention, on fixe sa valeur à 106 (unité arbitraire) ;
- (200) : cette orientation est interdite, sauf par l’existence de fautes d’empilement;
- (220) : cette orientation est anormale et correspond
à un défaut local d’épitaxie. Il a été indiqué par d’autres chercheurs [8]. Nous ajouterons que les couches déposées dans un réacteur vertical avaient
cette orientation sur toute la surface [9]. Nous y reviendrons plus loin.
TABLEAU I
INTENSITÉS RELATIVES INTÉGRÉES DES RAIES DE DIFFRACTION
La limite de détection est, dans ces unités : 40.
Une grande différence existe entre ces deux raies anormales : si pour la raie (200) les valeurs indiquées correspondent au maximum localement observé, la
raie (220) a une intensité à peu près indépendante de
la zone épitaxiée : il s’agit d’un défaut systématique, dépendant seulement de la température d’épitaxie.
La dimension des cristallites est de l’ordre de 200 fJ. : les défauts paraissent être des joints de grain.
On conclut à l’existence d’un optimum de qualité
cristalline vers 1 100 OC et au-delà.
Cette méthode est donc recommandée pour une mesure rapide, non destructive et comparative.
Topographie de surface aux R. X [10]. - Cette
méthode est particulièrement intéressante dans le cas
d’hétéroépitaxie, car elle permet d’évaluer la qualité
cristalline de la surface :
- du substrat après sa préparation et avant dépôt,
- de la couche déposée,
- de l’interface couche-substrat, à condition que la couche soit assez mince : 5 03BC conviennent très bien.
Une résolution moyenne de 10 03BC est employée avec
des réflexions (01.14) sur l’alumine et (440) sur le
silicium [11].
Les topographies sur les couches déposées dans le
réacteur horizontal n’ont pas révélé de gros défauts.
Il n’en est pas de même des couches obtenues dans le réacteur vertical. Alors que rien n’apparaissait sur les
substrats avant dépôt, les figures 1 et 2 mettent en
évidence des structures qui sont répliques l’une de
l’autre. La seule différence qui existe entre les réacteurs
horizontal et vertical réside dans les gradients ther-
FIG. 1. - Topographie de surface aux R. X : silicium
hétéroépitaxique (noter la distorsion), le diamètre des
plaquettes est 1,6 cm.
FIG. 2. - Topographie de surface aux R. X : interface silicium-alumine sur lequel est déposée la couche de Si
de la figure 1.
miques très prononcés dans ce dernier montage et qui
n’existent pas dans le premier. Cette structure est sans
doute provoquée par les contraintes dans la couche.
Analyse de la couche par méthode d’absorption I.R.
- Le principe de l’épitaxie par substitution d’atomes d’aluminium par des atomes de silicium [1] est très généralement admis. S’il en est ainsi, l’existence d’alu-
minium dans la couche apparaît un phénomène inéluc- table, pour toutes les couches élaborées dans la gamme de températures d’épitaxie permise.
En outre, des liaisons du type Si-0 doivent nécessai-
rement exister dans de telles couches. Leur nature et
leur concentration dépendront de la température d’épitaxie.
Comme nous employons couramment pour la mesure
d’épaisseur de couche la méthode des interférences I.R.
(gamme 1,5-10 03BC), nous avons très tôt pensé à utiliser
la méthode pour détecter les liaisons Si-0 par leur pic d’absorption (par exemple à À = 9 03BC).
Avec un spectromètre classique, par réflexion (nous
ne savons pas éliminer le substrat A’203-OC), l’échec
a été complet, faute de sensibilité.
Effectivement, la méthode requiert deux qualités : 1) La sensibilité, étant donné la faible quantité de
matière.
2) La sélectivité, qui doit s’exercer sur deux plans :
- pour éliminer les interférences avec le substrat, ce qui n’est pas aisé étant donné la similitude des
atomes d’Al et Si,
- pour distinguer les diverses formes de liaisons Si-0
possibles.
348
M. G. Blet du L.R.B.G., à qui nous avions soumis le
problème, nous a proposé une solution, utilisant une
méthode spéciale dite à réflexion totale atténuée [11].
L’accroissement de sensibilité résulte de l’utilisation de réflexions multiples aux interfaces silicium-substrat et
silicium-prisme KRS 5. Néanmoins, l’analyse quantita-
tive est impossible, du fait de la minceur de la couche.
La transmittance n’excède pas 20 % et un circuit de compensation a dû être interposé dans le faisceau référence.
A des difficultés expérimentales (en particulier pour
un bon contact optique couche-prisme) s’ajoutent des
difficultés d’interprétation. La largeur et la position
des pics dépendent des conditions expérimentales
(réflexion ou transmission, couche mince et interférence
avec le substrat, concentration...).
Nous citerons, en annexe, les références sur lesquelles s’appuient les résultats indiqués.
Deux gammes de longueurs d’onde (ou plutôt de
nombres d’onde) sont particulièrement intéressantes :
a) N = 375-700 cm-1 pour la liaison Al-Si, déduite
de l’énergie d’excitation optique du niveau accepteur (Ea = 0,067 eV qui correspond à N = 560 cm-1).
b) N = 700-1 400 cm-1, caractéristiques des liai-
sons Si-0.
Résultats. - Ils sont donnés dans le tableau II
(fin. 3, 4, 5 et 6).
TABLEAU II
RAIES DES PICS D’ABSORPTION I.R.
Épaisseur de couche (03BC) : | 6,5 5,3 | 5,7 | 5,2 | 5,3 | 4,9
Discussion. - On note alors que :
1) La raie 630 cm-1 référencée apparaît dans toutes
les couches, mais pas sur le substrat;
2) Des raies non référencées apparaissent dans la
couche : 450-470, 700-720, 760, 985,1050-1080 cm-’
et dans la couche et le substrat N = 510 cm-’. Ces raies correspondent vraisemblablement à des décalages
de pics.
3) Toutes les couches présentent la raie Si-Al, ce qui confirme les idées précédentes d’association entre
l’épitaxie et la contamination de type p.
4) L’absence de données quantitatives ne permet
pas d’affirmer un passage dans la liaison SiO amorphe-
FIG. 3. - Spectre I.R. de l’échantillon D3 : a) Gamme 375-700 cm-1.
b) Gamme 600-1 400 cm-1.
FIG. 4. - Spectre I.R. de l’échantillon D4 : a) Gamme 375-700 cm-1.
b) Gamme 600-1 400 cm-1.
polycristal-cristal, mais il apparaît une bonne corréla- tion entre la qualité optimale (D4) et ces liaisons :
- du point de vue intégral : D4 présente le minimum
de pics d’absorption,
- du point de vue différentiel : absence de liaison Si-0
amorphe, caractéristique des basses températures d’épitaxie (Dv D2, D,) et SiO, quartz que l’on
retrouve surtout pour les hautes températures d’épitaxie (D6), mais également aux basses tempé-
ratures (Dl, D2, D3).
350
FIG. 5. - Spectre I.R. de l’échantillon D5 : a) Gamme 375-700 cm-1.
b) Gamme 600-1 400 cm-1.
On pourrait donc interpréter ce défaut d’orientation
cristalline, comme dû à l’influence orientante propre du quartz. Ceci déterminerait à longue distance les
propriétés locales de la couche, à partir d’une phase de
transition qui serait cristalline et non vitreuse.
Synthèse des résultats de l’étude. - Cette synthèse s’appuie sur les résultats de cette étude, de celle de la contamination des couches et de celle concernant la
cinétique de croissance. En effet, il nous apparaît que la température optimale ainsi déterminée n’est pas le résultat d’un hasard. A basse température prédominent
Fiv. 6. - Spectre I.R. du substrat A1203’
les défauts de structure, générés à l’interface par les liaisons SiO ; à haute température, ce sont les conditions
d’autodopage de type p qui l’emportent. Cette évolu- tion traduit l’optimum de mobilité des porteurs de charge. Or, cette température correspond au palier de
taux de croissance de la couche [3]. Aux températures inférieures, ce taux est limité par la désorption de l’hydrogène et ceci contribue à la formation de défauts
électriques du type rencontré à l’interface SiO2-Si.
Aux températures supérieures, ce taux est limité par la réactivité avec le substrat, soit de SiH4, soit de Si, d’où
une contamination de type p croissant avec la tem- pérature.
Conclusions. - Elles sont doubles :
1) Du point de vue méthodes d’investigations, les procédés physiques précédemment décrits :
- diffraction aux R. X,
- topographie de surface aux R. X,
- spectrométrie d’absorption I.R.,
semblent des outils prometteurs dans les études des
propriétés de couches minces hétéroépitaxiques. La
dernière méthode en particulier mérite cependant des
efforts de raffinement pour tenter de la rendre quanti-
tative. Ces méthodes rapides, non destructives, s’avè-
rent très complémentaires des méthodes électriques.
2) Du point de vue de l’étude spécifique d’hétéro- épitaxie, il semble bien acquis que :
- épitaxie et contamination de type p d’une part,
- épitaxie d’orientation normale et d’orientation anormale d’autre part,
constituent des aspects indissociables dans le cas du
couple considéré Si-A’203-OC,
Si, comme certains l’ont suggéré, il est possible de
réduire a posteriori le taux de dopage de type p par des processus ultérieurs, le problème essentiel reste celui
de l’interface et l’étude précédente paraît démontrer qu’il ne peut qu’être optimisé mais non annulé. Ceci tient à la nature du substrat (oxyde) et sa réactivité particulière à la température d’épitaxie.
Remerciements. - Cette étude s’inscrit dans le cadre d’une convention de recherche entre la D.G.R.S.T. et le C.N.R.S. Je remercie ces deux organismes pour la permission de publier. J’adresse également mes remerciements à M. le Professeur L. Néel qui a permis le développement de cette étude
dans son Laboratoire d’Électrostatique et de Physique
du Métal. Je remercie tous les membres de la petite équipe, qui travaillent ardemment avec moi sur le
sujet : M. Fourcaudot, Mlles Poulard et Picard, ainsi
que M. Mistral.
Enfin, je suis heureux de souligner l’importante
contribution de M. G. Blet du L.R.B.G. (Thomson Houston) et de son équipe (Mlle Riess, en particulier) qui a permis de concrétiser les idées que nous avions émises sur les possibilités de la spectrométrie I.R. Sans
ce concours, elles seraient restées vaines ou tout au
moins fortement retardées. Que ces personnes reçoivent
ici l’expression de mes remerciements sincères.
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