HAL Id: jpa-00245628
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Submitted on 1 Jan 1987
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Etude des structures MIS sur InP réalisées avec une double couche anodique
E. Jalaguier, J. Joseph, Y. Robach, E. Bergignat, G. Hollinger
To cite this version:
E. Jalaguier, J. Joseph, Y. Robach, E. Bergignat, G. Hollinger. Etude des structures MIS sur InP
réalisées avec une double couche anodique. Revue de Physique Appliquée, Société française de physique
/ EDP, 1987, 22 (8), pp.885-890. �10.1051/rphysap:01987002208088500�. �jpa-00245628�
Etude des structures MIS
surInP réalisées
avec une
double couche anodique
E.
Jalaguier,
J.Joseph,
Y.Robach,
E.Bergignat (*)
et G.Hollinger (*)
(*)
Laboratoire dePhysicochimie
desInterfaces,
UA CNRS404,
Ecole Centrale deLyon,
69131Ecully Cedex,
France(*)
Laboratoired’Electronique
UA CNRS848,
Ecole Centrale deLyon,
69131Ecully Cedex,
France(Reçu
le 16janvier 1987,
révisé le 12 mars1987, accepté
le 13 mars1987)
Résumé. 2014 Des composants MISFET de bonne
qualité
sont obtenus avec une double couchealumine-oxyde
natif comme isolant de
grille.
Dans cet article, la loi de croissance de ces deux couches et lacomposition chimique
del’oxyde
interfacial sont étudiées parellipsométrie
et XPS.L’oxyde
natif est trèsproche
deIn (PO3)3.
Lacomparaison
des courbescapacité-tension
montre quel’oxyde
interfacial doit êtreplus épais
que 5 nm pour obtenir de bonnespropriétés électriques.
Abstract. 2014
High quality
InP MISFET’s withAl2O3/native
oxide doublelayer
as gate insulator have beenreported.
In this paper, the oxidegrowth
law of the doublelayer
and the chemicalcomposition
of theinterfacial
oxyde
are studiedusing ellipsometry
and XPS. The native oxide is found to be very similar toIn(PO3)3. Capacitance-voltage
measurements revealed that the thickness of this interfacial oxide must be thicker than 5 nm to obtain the best electricalproperties
for the interface.Classification
Physics
Abstracts19.60E - 68.55N - 73.40Q
1. Introduction.
Depuis
que la faisabilité des transistors à effet dechamp
àgrille
isolée(MISFET)
a étédémontrée, plusieurs
méthodes d’élaboration ont étéexplorées.
Parmi
celles-ci,
des travaux récents[1-2]
ont montréque l’on
pouvait,
avec desoxydes rapportés
richesen
phosphore,
obtenir des interfaces semi-conduc- teur-isolantayant
de bonnespropriétés électriques.
De la même
façon,
si onparvient
à contrôler leurcomposition,
l’utilisation desoxydes
natifs(obtenus
par
oxydation
dusubstrat) paraît intéressante,
car l’interface semi-conducteuroxyde
est obtenu dans lesubstrat,
donc loin des défauts et de la contamination de la surface dedépart.
Mais cesoxydes
ontgénéralement
despropriétés électriques
médiocres(faible
résistivité etchamp
declaquage),
il est doncnécessaire
d’ajouter
une deuxième couche de diélec-trique.
Cedépôt
effectué sur une couched’oxyde plus
stable que le semi-conducteur estplus
facile àréaliser.
Il est
possible,
par une méthodeoriginale d’oxyda-
tion
anodique,
d’obtenir directement cette double couche. Dans cette méthode[3-6],
on commence paroxyder
une couche d’aluminiumdéposée
sur le semi-conducteur, puis
onpoursuit
parl’oxydation
dusubstrat sous la couche d’alumine. Les résultats
déjà publiés [3-6]
montrent que l’onpeut
ainsi obtenir descomposants ayant
de bonnespropriétés électriques : grande
mobilité d’électrons[1 500-3
000cm2 V.s]
etfaible dérive du courant de drain.
Il nous a paru intéressant
d’analyser
cette méthodecar la détermination de la nature de
l’oxyde
et de sonépaisseur
doitpermettre
de mieuxcomprendre
l’influence des
oxydes
sur lespropriétés électriques
de l’interface InP. Nous allons nous intéresser dans cet article à trois
aspects
encore peu connus :quel
est le mécanisme de
l’oxydation
etquelles
sont lesvitesses de croissance des
oxydes, quelle
est lanature de
l’oxyde d’interface, quelle
est l’influence del’épaisseur
del’oxyde
d’interface sur lesproprié-
tés
électriques.
2. Elaboration.
Les substrats d’InP
type
n non intentionnellementdopés (4
x1015 cm-3)
d’orientation(100)
sontd’abord
polis (brome
méthanoldilué)
etdégraissés.
Avant l’introduction dans le bâti de
dépôt, l’oxyde
résiduel est enlevé avec une solution d’acide
fluorhy- drique
diluée à 5 %. Pour obtenir une bonne adhé- sion du film d’aluminium il faut surtout éviter laprésence
d’eau mais la faibleréoxydation
du substrat n’est pasgênante.
L’aluminium est alorsdéposé
parévaporation thermique
sous un vide de 6 x10-6
torr, avec une vitesse dedépôt
d’environArticle published online by EDP Sciences and available at http://dx.doi.org/10.1051/rphysap:01987002208088500
886
1,5 nm/s. Ensuite,
on effectue un recuit à 250 °Cpendant
30 min sous« forming
gaz » pour obtenirune bonne adhésion du film
pendant l’oxydation.
Pour
l’oxydation,
il est nécessaire de réaliser uncontact
électrique
sur la face arrière de l’échantillon.Ce contact dont la
qualité
n’est pascritique
estréalisé avec un
mélange
Indium-Gallium.L’électrolyte d’oxydation
est une solution AGW(Acide, Glycol, Water) [7] qui permet
d’obtenir desoxydes homogènes,
celle-ci est constituée d’une solution aqueuse d’acidetartrique
à 3 %tamponnée
par de
l’ammoniaque
àpH
neutre, àlaquelle
onajoute
dupropylène glycol
dans laproportion
1/9 envolume
[6-7]. L’oxydation
s’effectue en maintenantun courant constant
(0,2 mAlcm2)
dans la celluleélectrochimique
constituée par la structure(AIIInP)
comme anode et une cathode en
platine.
La crois-sance de
l’oxyde peut
être contrôlée parl’enregistre-
ment de la tension aux bornes de la cellule en
fonction du
temps.
Lafigure
1représente
une courbede croissance
typique.
Lapartie
AB de la courbecorrespond
àl’oxydation
del’aluminium,
celle-ci s’effectue dansl’obscurité,
et se traduit par une croissance linéaire de la tension en fonction dutemps [5].
La fin del’oxydation
de l’aluminium semanifeste par un saut de
potentiel (courbe BB’).
Surles semi-conducteurs faiblement
dopés (N
Fig.
1. - Courbetypique
de la tension au borne de la cellule en fonction du tempspendant
uneoxydation.
[Typical
cellvoltage
vs. timeduring anodization.] J
1017
cm-3)
une forte illumination(qui génère
lestrous à la surface du
semi-conducteur)
est nécessairepour
poursuivre l’oxydation.
Lors de l’illumination la tension aux bornes de la cellule diminue(courbe B’ B")
pour recommencer à croître(courbe B" C).
Cette variation linéaire de la tension
correspond
à lacroissance de
l’oxyde
interfacial..Afin de déterminer le mécanisme
d’oxydation
etles lois de croissance
(épaisseur
en fonction de latension aux bornes de la
cellule)
pour l’alumine etl’oxyde d’interface,
nous avons effectué un suiviellipsométrique
del’oxydation.
La mesure est effec-tuée in situ dans une cellule
électrochimique
muniede fenêtre de
quartz [8]
avec un laser He-Ne(longueur
d’onde632,8 nm)
pour unangle
d’inci-dence de 70°.
La
figure
2représente
latrajectoire
dupoint (03A8, 0394) pendant l’oxydation
d’une double couche.En utilisant un modèle à deux couches
planes
ethomogènes,
il estpossible d’interpréter
cettetrajec-
toire.
Fig.
2. -Trajectoire ellipsométrique correspondant
àl’oxydation
de la double couche. Les croixreprésentent
lespoints expérimentaux.
[Ellipsometric trajectory corresponding
to the doublelayer
oxidation. Theexperimental
results arerepresented by crosses.]
Examinons d’abord le
segment
ABcorrespondant
à
l’oxydation
de l’aluminium. Lepoint
dedépart
Acorrespond
à une couche d’aluminium de 40 nm, lepoint B,
fin del’oxydation
de lapremière couche, correspond
à une couche d’alumine d’indice1,64
etde 80 nm
d’épaisseur.
Sur latrajectoire ellipsométri-
que les trois
points B,
B’ et B" de la courbe de croissance(Fig. 1)
sontpratiquement
confondus. Latrajectoire
entre lespoints
A et B traduit la crois-sance d’une couche d’alumine
d’épaisseur d2
situéeau-dessus d’une couche d’aluminium pas encore
oxydée d’épaisseur dl.
Les indicesoptiques
del’aluminium
(1,63, -7,54)
et de l’alumine(1,64)
étant connus on
peut,
par lecalcul,
associer uncouple (dl, d2)
àchaque point
duplan (03A8,0394),
cequi permet
d’obtenirl’épaisseur
d’aluminium etl’épaisseur
d’alumine pourchaque point
de mesure.L’analyse
de latrajectoire
ABpermet
de constater quel’oxydation
se fait àpartir
de la surface del’aluminium,
avec une vitesse de1,5 nm
parvolt, soit, puisque
la courbeV (t )
estlinéaire,
8 nm parminute. Le
rapport
del’épaisseur
de l’alumine etl’aluminium consommé a une valeur constante pro- che de 2.
La
partie
BC de latrajectoire correspondant
à lacroissance de
l’oxyde
natifd’épaisseur d3
sous lacouche d’alumine.
L’oxyde
étanttransparent
pour lalongueur
d’onde de mesure l’indiceoptique
estréel ;
pour
chaque
valeur de cetindice,
il estpossible
detracer une courbe
théorique correspondant
àl’augmentation
del’épaisseur
del’oxyde
natifd3.
Lacomparaison
de ces courbesthéoriques
et des résul-tats
expérimentaux
montre que si le début de la croissancecorrespond
assez bien à une couched’indice
compris
entre1,55
et1,65
il estimpossible d’ajuster
un modèle à deux coucheshomogènes
pour desépaisseurs supérieures
à 10 nm. Ceciindique
que lesoxydes plus épais
ne sont pashomogènes
et/ouque les interfaces ne sont
plus plans.
Enprenant
un indice moyen de1,6, représenté
par unetrajectoire
continue sur la
figure,
on déduit que la vitesse de croissance de cetoxyde
est de 1nm/V,
soit 7 nm par minute.En utilisant ces
résultats,
il est doncpossible
decontrôler
l’épaisseur respective
des deux couches par lesimple
examen de la courbe V(t )
de la croissance.3. Caractérisation de
l’oxyde
d’interface.Dans un
précédent
article[9],
nous avons fait uneétude
systématique
desoxydes
existant sur la surfacede l’InP en utilisant la
spectroscopie
dephotoélec-
trons XPS. Nous avons montré que l’identification de ces
oxydes pouvait
êtreambiguë
sinonimpossible
sur la seule base de la mesure des
énergies
desniveaux de coeur car des
composés
différentspeuvent
avoir desénergies
de niveaux In 3d et P2p
trèsvoisines. Par contre la mesure des
spectres
de la bande de valencepermet
une bonne identificationlorsqu’elle s’accompagne
decomparaisons
avec lesrésultats de
composés
cristallins définis.L’identification
chimique,
par unetechnique
desurface comme
l’XPS,
d’unoxyde
interfacial enterrésous une couche d’alumine de ~ 100 nm a
posé
unréel
problème expérimental.
L’élimination de l’alumine parpulvérisation
d’ions Ar+ nepeut
être utiliséepuisqu’il
est connu[9]
que le bombardement d’ionspeut
modifier lacomposition chimique
desoxydes
d’InP. Nous avons utilisé uneprocédure
consistant à dissoudre pas à pas l’alumine dans une solution de HF très diluée
(0,01 %) jusqu’à
ce que lessignaux
XPS del’oxyde
natifapparaissent
et queceux de l’alumine
disparaissent.
Une difficulté addi- tionnelleprovenait
des différences dans les vitesses dedissolution,
faibles pour l’alumine etgrandes
pour
l’oxyde
interfacial. Lafigure
3représente
lesspectres
des niveaux Ols et des bandes de valence pourl’oxyde
interfacial et l’étalon vitreuxIn (PO3)3.
Les intensités relatives des
pics
de coeur ontpermis
d’établir que les
rapports atomiques
P/In et O/Pétaient voisins de 3. L’allure
asymétrique
dupic
Olset la double structure dans la bande de valence sont autant de
signatures
de laprésence
d’unphosphate
condensé
In (POx)y
- avec x et y voisins de 3 -(caractérisé
par desoxygènes portant
des tétraèdresP04)
très similaire aucomposé
définiIn (PO3)3.
Cemême
type d’oxyde
se retrouve aussi vers l’interfaceoxyde-InP
dans le cas où InP estoxydé anodique-
ment.
Fig.
3. -Spectre
XPS des niveauxOIs
et des bandes de valence del’oxyde
natif interfacial et de In(PO3)3
vitreux.[XPS Oh
core level and valence band spectra for the interfacial oxide and vitrousIn(P03)3.]
Notons que nos conclusions sont
apparemment
en désaccord avec celles formulées par T.Hwang et
al.[10] puisque
les auteursproposent
laprésence
d’unmélange InP04
+P205
dans unrapport
voisin de 1.Cependant Hwang et
al. ont utiliséuniquement
laspectroscopie
des niveaux de coeur pouranalyser l’oxyde
interfacial et celaaprès
élimination de l’alumine parpulvérisation ionique.
Il est clairqu’avec
de telles conditionsexpérimentales,
uneinformation
chimique
fiable sur la nature del’oxyde
ne
peut
être obtenue. Par contre, une informationsur la
composition atomique
restepossible
et lacomposition
trouvéeInP04
+P205
=InP309
esttout à fait cohérente avec nos résultats.
4.
Propriétés électriques.
D’après
les étudesdéjà publiées [3-6],
on sait que lecomposant
obtenu avec uneépaisseur d’oxyde
inter-facial de 10 nm
présente
une faible densité d’états d’interface dans lapartie supérieure
de la bandeinterdite. Mais l’influence de
l’épaisseur
del’oxyde
888
interfacial sur les
propriétés électriques
n’ajamais
été étudiée. Pour étudier cet effet nous avons utilisé deux méthodes : d’une
part
l’étude par C(V )
d’unesérie d’échantillons de différentes
épaisseurs,
d’autrepart
la mesure de laphotoluminescence intégrée in
situ
pendant l’oxydation.
Nous avons donc réalisé une série de
quatre
échantillonsayant
tous 70 nm d’alumine mais avecune
épaisseur d’oxyde
natif variable(0, 2, 4,
6nm).
Les
épaisseurs
sont estimées àpartir
de la variation de tensionaprès
le saut en utilisant la loi de croissance déterminée parellipsométrie.
Tous leséchantillons ont été recuits à 350 °C
pendant
30 minsous azote. Pour caractériser ces
échantillons,
nousavons effectué une mesure de la
capacité
différen-tielle en fonction de la tension
C(V)
pour troisfréquences : 1,
10 et 100 kHz. Les résultats sontreprésentés
sur lafigure
4. L’examen de ces courbespermet
de faireplusieurs
remarques.1)
Ladispersion
enfréquence
est faible. Sur lafigure 4,
elle n’estreprésentée
que sur le retour dubalayage
en tension.2)
Toutes les courbesprésentent
unehystérésis
desens horaire due
probablement
àl’injection
decharges.
Lalargeur
del’hystérésis
diminue fortementlorsque l’épaisseur d’oxyde
interfacialaugmente.
Par
exemple,
dans larégion
dedésertion,
on passe de 3 V pour uneépaisseur
nulle à0,5
V pourl’épaisseur
laplus grande.
3)
Encomparant
les courbescorrespondant
aubalayage
aller vers lespotentiels négatifs
pour lesquatre épaisseurs,
on contate quelorsque l’épaiseur augmente
lacaractéristique
se décale vers lespoten-
tielsnégatifs
avec une décroissanceplus
brutale.Ceci montre que la densité d’états d’interface dimi-
nue avec
l’épaisseur
del’oxyde
dans lapartie supé-
rieure de la bande interdite.
On constate donc que la croissance de
l’oxyde interfacial,
diminue simultanément la densité d’étatsrapides (la
modulation dupotentiel
de surface estplus grande)
et la densité d’états lents(l’hystérésis diminue).
Des études récentes
ayant
montré[11] qu’il
y avaitune corrélation entre l’intensité de la
photolumines-
cence
intégrée
et la densité d’états d’interface nous avons mesuré cette intensitépendant
la croissance del’oxyde
interfacial. La mesure est faite par réflexion directement dans la celluled’oxydation.
L’excitation est réalisée avec un laser argon à 514 nm, la détection est faite à travers un filtre par
une
photodiode
silicium. La mesure est faite pour un ensemble discretd’épaisseurs,
la tensiond’oxydation
étant alors
interrompue.
Les résultats sont
représentés
sur lafigure
5. Lepoint
dedépart correspond
aupoint
B des courbes de croissance(Fig. 1
et2)
pourlequel l’épaisseur d’oxyde
interfacial estpratiquement
nulle. OnFig.
4. - Courbescapacité-tension
pour différentesépais-
seurs
d’oxyde
interfacial.Respectivement
0,2,
4 et 6 nmpour A, B, C et D. La vitesse de
balayage
est de 100 mV/s.[Capacitance-voltage
curves for different thicknesses of interfacial oxide.Respectively
0, 2, 4 and 6 nm for A,B,
Cand D. The sweep rate is 100
mV/s.]
constate bien au début une
augmentation
de l’inten-sité du
signal
dephotoluminescence
avecl’épaisseur,
ce
qui
traduit une diminution des étatsparticipant
aux recombinaisons non radiatives. Mais
après
uneépaisseur
de2,5
nm, l’intensité décroît pour attein- drerapidement
unplateau
dont la valeur est infé- rieure à la valeur dedépart.
Bien que ce
résultat, qui
est trèsreproductible,
confirme le rôle
bénéfique
del’oxyde
interfacial surla densité
d’état,
il doit être utilisé avecprudence
pour la réalisation des
composants.
D’abord les états d’interface sondés par laphotoluminescence
ne sontpas nécessairement confondus avec ceux
qui
nuisentau fonctionnement du MIS. Ensuite ce résultat est obtenu sur une structure fraîche avant les
recuits,
orFig.
5. - Evolution de laphotoluminescence intégrée pendant
la croissance del’oxyde
interfacial.[Evolution
of theintegrated photoluminescence during
anodic
growth
of the interfacialoxide.]
l’analyse
de l’évolution desC(V)
au cours desrecuits montre que ceux-ci
jouent
ungrand
rôle surles
propriétés électriques
ducomposant
fini.Les résultats obtenus par ces deux méthodes montrent que la densité d’états d’interface diminue
quand l’épaisseur
del’oxyde augmente jusqu’à
unevaleur voisine de 5 nm, au-delà de cette
valeur,
l’amélioration est moins évidente. En
effet,
l’inten-sité de
photoluminescence diminue, l’analyse
del’ellipsométrie
in situ montre que l’interface est moins biendéfinie,
et, selon des résultatspréliminai-
res, il semble que les
caractéristiques C(V)
sedégradent.
5. Conclusion.
Par l’étude in situ de
l’oxydation
parellipsométrie,
nous avons montré que
l’oxydation
s’effectue bienen deux
phases séparées :
d’abordl’oxydation
del’aluminium à
partir
de la surface en contact avecl’électrolyte
dont la fincorrespond
à un saut dans lacourbe
V (t ), puis l’oxydation
du substrat sousl’alumine.
L’analyse
del’oxyde
d’interface parspectroscopie
de
photoélectrons (XPS)
montrequ’il s’agit
d’unphosphate
condenséproche
de In(P03 )3.
Ce résultat’confirme le rôle
bénéfique
de cesphosphates
condensés sur l’interface du semi-conducteur. En
effet,
dans une autre étude[12],
nous avons montré que l’onpouvait
obtenir directement desphosphates
par
oxydation
d’une surface d’InP. Endéposant
dessus un isolant
(dans
notre cas de l’alumine parévaporation),
on obtient unecapacité
MISayant
de bonnespropriétés électriques.
Notons que dans les deux cas : double coucheanodique
ouoxydation, puis dépôt d’isolant,
la structure finale est la même.Ceci montre que les
propriétés électriques
de l’inter-face sont directement corrélées à la nature
physico- chimique
de l’interface. Ces résultats sont en accordavec ceux récemment
publiés [2]
où l’on montre que ledépôt
d’une coucheInPxOy permet
d’obtenir uneinterface
ayant
très peu d’états.L’étude de l’influence de
l’oxyde
interfacial sur lespropriétés électriques
montrequ’il
est nécessaired’avoir une
épaisseur
dephosphate
condensésupé-
rieure à 5 nm pour diminuer la densité d’état dans le haut de la bande interdite. D’autre
part,
il semblequ’il
faille limiter cetteépaisseur d’oxyde natif,
car pour des valeursplus
élevées sonhomogénéité
et laqualité
des interfaces sedégradent.
Une étudecomplémentaire
pour desépaisseurs supérieures
esten cours.
Remerciements.
Nous remercions J. Durand et G. P. Schwartz de
nous avoir fourni des échantillons de
In(PO3)3
cristallins et vitreux et J. R. Martin pour l’aide
qu’il
nous a
apportée
pour les mesures dephotolumines-
cence in situ.
Ce travail a été en
partie
réalisé avec l’aide duCNET.
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