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Influence de la température desubstrat sur la croissance et lespropriétés des films minces desilicium amorphe déposés parpulvérisation cathodique

S. Abdesselem, A. Ouhab et M.S. Aida

Résumé : Les films minces au silicium amorphe hydrogéné (a-Si:H) sont déposés par unsystème de pulvérisation diode RF avec différentes températures de substrat variant de 200à 500 ◦C. Sachant que cette technique de dépôt de couches minces est un violent procédépar comparaison à la méthode PECVD (dépôt en phase vapeur (CVD) assisté plasma), nousavons utilisé des faibles puissances RF afin de réduire l’énergie des ions d’argon bombardantla surface du film en croissance. Les résultats de la caractérisation optique des films aumoyen des spectroscopies d’absorption dans l’UV–visible et l’infrarouge suggèrent quel’influence de la température de substrat peut être divisée en trois régions : (i) région debasse température (Ts < 300 ◦C) : les films sont fortement désordonnés, l’hydrogène yest exclusivement lié en adoptant une configuration polyhydride; (ii) température moyenne(300 < Ts < 400 ◦C) : la vitesse de croissance est élevée, les films présentent une plus bassedensité de défauts, ceci peut être considéré comme la gamme de températures optimales dedépôt pour produire par pulvérisation des films a-Si:H de bonne qualité; (iii) températureélevée (Ts > 400 ◦C) : les films préparés dans cette gamme de températures sont plusorganisés mais moins hydrogénés, la température de substrat influe sur les propriétés desfilms en modifiant le mécanisme de croissance à travers le contrôle des réactions ayant lieu àl’interface plasma–substrat où la dynamique d’hydrogène joue un rôle fondamental.

PACS Nos : 81.15.Cd, 68.55.Gi, 68.65+g, 68.35.Fx

Abstract: We deposit thin films of a-Si:H by RF diode spray on substrate with temperaturesvarying from 200 to 500 ◦C. Knowing that this deposition method is violent when comparedwith the plasma-assisted deposition method, we have used low RF power to limit the energyof the Ar ions bombarding the surface of the growing film. Characterization of the films byUV–visible absorption spectroscopy suggests that the influence of the substrate temperature

Reçu le 4 avril 2003. Accepté le 29 août 2003. Publié sur le site Web des Presses scientifiques du CNRC, àhttp://rcp.cnrc.ca/, le 3 décembre 2003.

S. Abdesselem. Faculté de Physique, Université des Sciences et Technologie Houari Boumediene Bab Ezouar,Alger, Algérie.A. Ouhab1 et M.S. Aida2. Laboratoire des couches minces et interfaces, Unité de recherche de physique desmatériaux, Université de Constantine, Constantine, Algérie.

1. Adresse actuelle : Département de physique, Faculté des sciences, Université de Ouargla, Algérie.2. Auteur correspondant (courriel : s.aida@caramail.com).

Can. J. Phys. 81 : 1293–1302 (2003) doi: 10.1139/P03-101 © 2003 CNRC Canada

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can be classified into three different regimes: (i) low temperature, Ts < 300 ◦C: the filmsshow a strong disorder, the hydrogen is bound only in the polyhydric configuration; (ii)intermediate temperature, 300 ◦C < Ts < 400 ◦C: film growth is rapid, the films present alower defect density; this may be the best regime to make good quality a-Si:H films usingthe spraying method; (iii) high temperature, Ts > 400 ◦C: the films are more organized, butless hydrogenated. The substrate temperature influences the film properties by modifying thegrowing mechanism through a control of the reactions taking place at the plasma–substrateinterface, where the hydrogen dynamics play a fundamental role.

[Journal translation]

1. Introduction

Le silicium amorphe hydrogéné est un semi-conducteur qui peut être déposé en couches minces àbasse température sur des substrats à large surface. Une large variété de techniques utilisant plusieurstypes de sources de plasma a été utilisée pour déposer les films minces a-Si:H. Parmi ces techniques ilfaut citer le dépôt en phase vapeur (CVD ou PECVD) [1–4] par application d’une décharge luminescentedans un gaz de silane SiH4 et la pulvérisation réactive type « physical vapour deposition » (PVD) [5–11]d’une cible de silicium. Les films déposés par la première méthode présentent une structure homogèneavec une faible densité de défauts; tandis que les films déposés par la deuxième technique ont unestructure à tendance colonnaire et présentent des propriétés électroniques médiocres [12–13]. Cettedifférence est due à celle des puissances des décharges mises en jeu dans les deux procédés; dans latechnique de pulvérisation, elle varie de 100 W à 1 kW, cependant elle ne dépasse guère 70 W dans lecas de la décharge luminescente du silane, ce qui confère à la pulvérisation le caractère d’un violentprocédé.

Les défauts dominants dans le silicium amorphe sont causés par les liaisons pendantes et le dé-sordre dans le réseau du film; ces défauts sont responsables des états localisés dans la bande interdite.L’incorporation de l’hydrogène dans le réseau du silicium amorphe joue donc un rôle prépondérant dansla réduction de ces états en saturant les liaisons pendantes. Deux paramètres gouvernent la densité dedéfauts : ce sont la température de substrat (Ts) et le taux de croissance (rd). Sous certaines conditions,la température du substrat détermine aussi la configuration de l’hydrogène et sa quantité dans les films.Les propriétés optimales des films exigent des conditions standards permettant d’obtenir des faiblesvitesses de croissance de l’ordre de 1 Å/s [14].

Dans ce travail, nous avons utilisé la pulvérisation cathodique diode RF pour l’élaboration de noséchantillons. Cette technique consiste à bombarder une cible massive de silicium monocrystallin pardes ions d’argon suffisamment énergétiques, produits dans une décharge d’un mélange d’argon etd’hydrogène. Les atomes éjectés vont se condenser sur une surface (substrat) destinée à cet effet et placéeà quelques centimètres de la cible. L’intérêt de cette méthode est qu’elle permet un meilleur contrôle desparamètres de dépôt, essentiellement l’hydrogène dans le film, qui jouent un rôle déterminant sur lespropriétés physiques des couches minces de silicium amorphe. Parmi ces paramètres on cite la pressiontotale de la chambre de dépôt, la puissance Prf et la température du substrat Ts.

Dans un travail antérieur [15, 16], nous avons étudié l’influence de la puissance Prf (variant de 0 à400 W à température de substrat fixe égale à 200 ◦C) sur les propriétés physico-chimiques des couchesa-Si:H déposées par pulvérisation. Les résultats rapportés montrent que l’influence de la puissance Prfintervient par le biais de son contrôle de l’énergie des ions d’argon interagissant avec les électrodes. Àfortes puissances, les ions d’argon présents dans le plasma sont énergétiques, par conséquent le tauxde pulvérisation de la cible est élevé, ce qui augmente la vitesse de croissance; d’autre part, les filmsobtenus dans ces conditions présentent une structure dense et sont faiblement hydrogénés. En revancheà faible puissance Prf , les ions d’argon sont moins énergétiques; il en résulte que les films élaborés dansces conditions sont caractérisés par une faible vitesse de croissance, un désordre élevé et un fort tauxd’hydrogène. Par ailleurs, les premières études de l’influence de la température de substrat dans le cas

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des films a-Si:H déposés par pulvérisation ont été rapportées par Moustakas [10], mais ces études ontété focalisées essentiellement sur les propriétés de transport électrique dans le matériau à l’obscurité etsous éclairement.

Dans ce présent article, nous étudions l’effet de la température de substrat sur les propriétés decouches minces de silicium amorphe obtenues par pulvérisation cathodique pour deux puissances Prf(70 et 100 W). Le but de ce travail est de préparer des films avec des faibles puissances pour réduirele bombardement ionique du substrat par les ions d’argon afin de se rapprocher de celles utilisées dansla décharge luminescente. Quand aux températures Ts, elles ont été choisies supérieures à 200 ◦C afind’augmenter la mobilité des atomes au niveau de la surface et permettre ainsi le réarrangement de lamatrice du film. La combinaison de l’influence de la température du substrat et de la puissance Prfnous permettra de comprendre les mécanismes de croissance des couches minces de silicium amorphedéposées par pulvérisation cathodique.

2. Mécanisme de croissance

Avant de donner les détails sur l’expérience utilisée pour le dépôt des films a-Si-H et sur les résultatsobtenus, nous allons d’abord faire une description du modèle de croissance général et typique de lapulvérisation cathodique. La technique expérimentale qui s’adapte le mieux à l’étude de la microstructuredes couches minces a-Si:H est l’ellipsométrie in situ [17, 18]. Cette technique a révélé que la croissancedes couches est très influencée par les conditions de dépôt et la nature du substrat. Le modèle decroissance des films minces a-Si:H le plus admis est celui proposé par Knights et al. [3, 19, 20]. Dansce modèle la formation du film passe par la nucléation, la condensation sur le substrat nu suivie d’unecroissance en colonne. Ce modèle général de croissance peut être applicable à tous les films déposésavec changement de phases.

La composition de la microstructure à l’échelle atomique des films minces déposés dépend del’interaction entre le flux des espèces incidents et la surface du film en croissance. Dans le processusPVD tel que l’évaporation thermique, les espères arrivant à la surface ont une faible énergie de translation.Elles adhèrent donc près de leur point d’arrivée, ce qui confère aux couches une structure colonnaire avecdes cavités internes et une surface considérablement rugueuse. Cependant, dans le processus PECVD, lasurface en croissance est chimiquement passivée par la terminaison d’hydrogène. Les espèces réactivess’incorporent seulement à des sites spéciaux, par exemple les liaisons pendantes. Les films sont parconséquent denses et lisses [13].

Dans le cas de la pulvérisation cathodique, les espèces de dépôt ou les ions du plasma arriventà la surface avec une énergie de translation de quelques électron-volts. La surface en croissance estcontinuellement restructurée par procédé de rebond cinétique, et les films sont ainsi denses et lisses.

3. Détails expérimentaux

Les films utilisés dans cette étude ont été déposés à l’aide d’un système de pulvérisation en diodePrf (Alcatel SM 601). La cible utilisée est un disque de 15 cm de diamètre de silicium monocristallinintrinsèque et d’orientation (111). Le mélange gazeux utilis é est formé de 80 % d’argon et de 20 %d’hydrogène. La pression totale est de 10−1 mbar (1 bar = 100 kPa). Une série d’échantillons au siliciumamorphe hydrogéné a été ainsi élaborée avec variation de la température de substrat dans l’intervalle de200 à 500 ◦C pour deux valeurs de puissance Prf (une basse de 70 W et une plus élevée de 100 W).

La nature des substrats utilisés est différente selon le type de caractérisation demandé. Dans notre cas,les substrats utilisés sont en verre pour la caractérisation optique et au silicium monocristallin faiblementdopé et poli sur deux faces pour l’analyse par spectroscopie infrarouge. La caractérisation optique dansl’UV–visible est obtenue au moyen du spectrophotomètre (Shimadzu UV-3101 PC) travaillant dans lagamme 3000 à 190 nm. L’épaisseur des films, le gap optique (Eg), le coefficient d’absorption et ledésordre (Eoo) sont déduits des spectres de transmission optique. Les vitesses de croissance ont été

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Fig. 1. Variation de la vitesse de croissance en fonction de la temp érature du substrat.

250 300 350 400 450 5006

8

10

12

14

Vite

sse

de

crois

sance

(A/m

in)

Température de substrat (°C)

70W100W

déduites des rapports de l’épaisseur sur le temps de dépôt. Le taux d’hydrogène lié et la configurationde la liaison d’hydrogène sont déterminés à partir des spectres de transmission infrarouge et les picsd’absorption assignés à chaque mode de vibration des liaisons Si–Hx [21, 22].

4. Résultats obtenus

4.1. Variation de la vitesse de croissance avec Ts

Il y a une absence d’unanimité de l’influence de la température du substrat sur la vitesse de crois-sance dans la littérature. Perrin et al. [4] ont rapporté que la vitesse de croissance est indépendantede la température de substrat. Cependant, d’autres auteurs [23, 24] ont rapporté qu’elle décroît avecl’augmentation de Ts selon les conditions du plasma.

Sur la figure 1 nous avons représenté la variation de la vitesse de croissance dans le cas des filmsdéposés par pulvérisation cathodique avec différentes températures de substrat et deux puissances Prf(70 et 100 W). Dans les cas des puissances étudiées, la vitesse de croissance augmente avec la tem-pérature du substrat en passant par un maximum puis décroît en augmentant davantage la température.Nous remarquons aussi que la vitesse de croissance est plus grande dans le cas des films déposés àpuissance élevée par rapport à ceux déposés avec faible puissance. À 100 W, la vitesse de croissanceest pratiquement le double de sa valeur qu’à 70 W.

Dans le cas des films déposés par décharge luminescente du silane, l’influence de la température dusubstrat dépend également de la puissance Prf de décharge utilisée [25]; cette dépendance est partagée endeux régimes : régime de faible puissance (inférieure à 10 W), dans cette gamme, la vitesse de croissanceaugmente linéairement avec la température du substrat; régime de forte puissance (supérieure à 10 W)où le comportement de la vitesse de croissance en fonction de Ts est semblable à nos résultats.

Par ailleurs, on remarque également que la température correspondant au maximum se déplace versles basses températures lorsque la puissance Prf augmente. La vitesse de dépôt maximale est obtenueà 400 ◦C pour une puissance Prf de 70 W et à 300 ◦C dans le cas de la puissance Prf de 100 W. Cecis’explique par le fait qu’au cours de la croissance des films, la surface de ce dernier est soumise à deux

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Fig. 2. Variation du taux d’hydrogène dans les films a-Si:H en fonction de la température du substrat.

250 300 350 400 450 500

4

8

12

16

Taux

d'h

ydro

gène

(%)

Température de substrat (°C)

70W100W

sources de chauffage : (i) la source externe où la température est considérée comme étant la températurede substrat et (ii) la source interne due au bombardement des espèces arrivant du plasma, spécialementles ions d’hydrogènes et d’argon dont l’énergie est une fonction croissante de la puissance utilisée; parconséquent, on peut définir une température de substrat effective Teff (Teff = Ts +Trf ) qui est la sommede la température du substrat Ts et Trf , la température due au chauffage par bombardement ionique.Cette dernière augmente bien entendu avec les puissances Prf .

4.2. Contenu en hydrogène (CH) en fonction de Ts

La variation de la concentration en hydrogène (CH correspondant à l’hydrogène lié) avec la tempéra-ture du substrat est représentée dans la figure 2 pour les puissances 70 et 100 W. Le taux d’hydrogènedans nos films a été déduit à partir des pics d’absorption infrarouges localisés à 640 cm−1. Nous re-marquons que pour les températures de surface inférieure à 400 ◦C, le taux d’hydrogène est plus élevédans les films élaborés à 70 W que dans ceux élaborés à 100 W. Cette différence peut provenir de lacomposition des deux plasmas et de la différence dans les vitesses d’éjection à partir de la cible et duflux des espèces vers le substrat. Dans le cas de faibles puissances (Prf = 70 W), la vitesse d’éjectiondes atomes de silicium à partir de la cible est faible sachant que l’énergie des ions d’argon bombardant lacible est faible dans cette situation. Par conséquent, le flux des adatomes à la surface du film provenantde la cible est donc moins élevé, ce qui donne le temps aux atomes d’hydrogène de former des liaisonsSi–Hx sur la surface du film en croissance.

Au delà de 400 ◦C, le phénomène d’exodiffusion de l’hydrogène à partir du film prend naissance[26, 27], ce qui explique d’une part la réduction du taux d’hydrogène dans les films a-Si:H élaborésavec cette gamme de températures et son insensibilité à la puissance Prf .

4.3. Influence de Ts sur le gap et le désordre dans les films

Dans les figures 3 et 4, nous avons rapporté les variations du désordre Eoo et du gap optique Egdans les films a-Si:H en fonction de la température de substrat. Ces deux quantités ont été déduites à

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Fig. 3. Influence de la température de substrat sur le gap optique dans les couches minces de silicium.

250 300 350 400 450 500

1,6

1,7

1,8

1,9

2,0

2,1

Gap

Optiq

ue

(eV

)

Température de substrat (°C)

70W100W

Fig. 4. Influence de la température de substrat sur la largeur de queue de bande de valence caractéristiquedu désordre dans le réseau des films minces de silicium.

250 300 350 400 450 500

200

300

400

500

600

700

Déso

rdre

E00

(meV

)

Température de substrat (°C)

70W100W

partir du coefficient d’absorption dans le visible.Le désordre dans les couches minces de silicium est défini comme étant les déviations de l’angle et

la distance de la liaison Si–H de leurs valeurs dans le cristallin [28]; elles sont responsables des étatsdans les queues de bande de valence et de conduction. La largeur de la queue de bande de valence Eoorenseigne donc sur le désordre dans le matériau [29, 30]. Comme on peut le constater sur la figure 3,les films déposés avec faibles puissances sont nettement plus désordonnés que ceux préparés avec

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une puissance plus élevée. À puissances élevées l’apport énergétique dû au bombardement du substratdevient important, ce qui favorise l’organisation du réseau, tout comme l’effet de l’augmentation de latempérature du substrat. En effet l’augmentation de l’énergie en surface (soit en augmentant Ts ou lapuissance Prf ) permet d’organiser le réseau, et cela, en favorisant la mobilité des espèces sur la surfacedu film en croissance, ce qui leur permet d’atteindre des sites énergiquement plus stables.

Pour les températures de substrat inférieures à 400 ◦C, on remarque que le désordre est élevé, etceci est causé par la faible mobilité des radicaux. En augmentant la température du substrat, le désordrediminue, quelle que soit la puissance Prf , passe par un minimum et commence à croître en augmentantdavantage la température de substrat. La réduction du désordre est bien entendu due à l’augmentation dela mobilité des atomes en surface, ce qui leur permet d’atteindre des cites énergétiquement plus stablesavec moins de contrainte et une meilleure organisation du réseau. L’accroissement du désordre avec latempérature du substrat est dû à l’exodiffusion de l’hydrogène qui commence à apparaître au delà de400 ◦C, en provoquant ainsi l’accroissement du désordre, car le mouvement de l’hydrogène est toujoursaccompagné par la distorsion du réseau du film [31]. Le désordre est relativement élevé d’une manièregénérale dans notre cas comparé avec la décharge luminescente, et nous pensons que c’est la cause dela mauvaise qualité photoconductrice des films obtenus par pulvérisation.

Sur la figure 4 nous avons rapporté la variation du gap optique avec la température du substrat.Comme on peut le constater sur la figure, à des températures inférieures à 300 ◦C, le gap est élevédans les films élaborés à 70 W, cela est dû au taux élevé d’hydrogène dans ces films, comme nousl’avons montré dans la figure 2. Le gap optique dans les couches minces a-Si:H est influencé par deuxparamètres : (i) le taux d’hydrogène, la présence de l’hydrogène lié dans le réseau du film élargit le gapen déplaçant vers le bas le haut de la bande de valence; (ii) le désordre qui cause l’élargissement de laqueue des bandes et par conséquent le rétrécissement du gap. En effet le comportement du gap pour lestempératures au delà de 300 ◦C, dans les deux cas de puissance, s’explique par la variation de la largeurde la queue de bande de valence dont l’influence semble plus dominante que celle du taux d’hydrogène.Comme on peut le voir sur les figures 3 et 4 le gap et le désordre présentent les mêmes extremums,indiquant bien l’influence du désordre sur le gap comme le préconisent les travaux de Codet [32].

5. Discussion

Le mécanisme de croissance et les caractéristiques des couches minces de silicium amorphe dépen-dent des conditions de dépôt telles que la température de substrat et la puissance Prf de la décharge.Ces deux paramètres contrôlent la mobilité des adatomes et des précurseurs ainsi que les réactions ensurface du film croissant. En revanche la puissance Prf peut aussi altérer l’énergie et le flux des espècesbombardant le substrat. Le procédé de croissance de films minces de silicium hydrogéné est réactif,puisque l’hydrogène se dissocie et s’ionise dans le plasma produisant des liaisons Si–H sur la cible, lesparois de la chambre et les surfaces du substrat. Le flux des espèces arrivant au niveau du substrat estgénéré par le bombardement de la cible de silicium par les ions d’argon produits dans le plasma. Lesilicium arrive à la surface du substrat presque totalement sous sa forme atomique, et seulement unepetite quantité sous forme de Si–H [33]. Ces espèces collent près de leur point d’impact. L’hydrogèneatomique est produit par dissociation de H2 dans le plasma. En général, le flux total de H augmentelinéairement avec la pression partielle de l’hydrogène dans la décharge. Les ions liés à H, tels queH+

2 , H+3 et ArH+, sont aussi produits dans le plasma. Les atomes d’hydrogène rapides et énergiques

proviennent de l’accélération, de la neutralisation et de la réflexion des ions H+ sur la cible [34]. Cesatomes ont une grande énergie de distribution, puisqu’ils supportent de multitudes de dispersions durantle processus de réflexion.

L’interprétation des résultats obtenus nous mène à partager l’influence de la température du substratessentiellement en trois régions.

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Fig. 5. Schéma des différentes réactions qui peuvent avoir lieu sur la surface du film de silicium encroissance : (a) réaction responsable de la croissance verticale, (b) réaction responsable de la réductiondu taux d’hydrogène dans les films, (c) réaction responsable de connexion des différents groupement(« cross-linking »).

+ SiHx Si

SiHx

(a)

(Surface)

Si

(Surface)

Si

(Surface)

+SiH3

HSi2H5

H

+SiH4

H2

Si2H6(b)

Si

SiHx

(Surface)

Si

SiHx

(Surface)

Si

SiHx

Si

SiHx

(Surface)

(c)

Si

(Surface)

5.1. Région des faibles températures (Ts < 300 ◦C)

Le taux de croissance du film est déterminé par le flux d’arrivée des adatomes sur le substrat chauffémodérément. D’après les travaux de Meyers et al. [35, 36], les espèces à l’état neutre et ionique provenantdu plasma vers le substrat sont composées par ordre décroissant de flux de : Si, H et SiH, ce qui faitqu’ils sont hautement réactifs en surface. Ceci explique l’augmentation de la vitesse de croissance àpuissance Prf élevée, car le flux qui est fonction croissante de la puissance Prf devient encore plusimportant. Par conséquent le coefficient de collage β est élevé [37], les atomes atterrissent au pointd’arriv ée surtout si le taux de couverture en hydrogène en surface est faible. Le collage des atomes estirréversible, car l’énergie thermique fournie par le substrat est alors assez faible pour pourvoir casserla liaison entre deux atomes. La réaction (a) dans la figure 5 est dominante; elle est responsable de lacroissance verticale. La réaction en surface et la cinétique de croissance est donc contrôlée par le fluxdes atomes en surface, ce qui explique les valeurs élevées de la vitesse de croissance mesurée dans lecas de puissance élevée dans cette gamme de températures (fig. 1). En revanche dans cette gamme detempératures, la mobilité des groupes SiHx est faible et spécialement à basse puissance Prf , ce qui limitela connexion entre les colonnes, laissant ainsi le matériel fortement désordonné et riche en hydrogène,vu sa faible taille qui lui permet de s’infiltrer entre les colonnes et mieux diffuser dans le volume. Ceciest en accord avec la variation du désordre et du taux d’hydrogène dans cette gamme de températures.

5.2. Région de moyenne température (300 < Ts < 400 ◦C)

Dans cette gamme de températures, l’exodiffusion de l’hydrogène commence à apparaître, parconséquent le taux de couverture en hydrogène en surface commence à devenir important, la probabilitéd’accrochage des adatomes diminue donc, ce qui explique la saturation de la vitesse de croissance dans

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cette gamme de températures (fig. 1). En revanche, l’augmentation de la température de substrat confèreau groupe d’atomes liés en surface et les colonnes une grande mobilité, ce qui facilite la connexion deces groupes (fig. 5, réaction b). Cette réaction est à l’origine de la réduction du désordre dans le matériau(fig. 3).

5.3. Région de haute température (Ts ≥ 400 ◦C)

Au delà de cette température, le phénomène d’exodiffusion de l’hydrogène à partir du volume ou dumoins à partir des monocouches adjacentes à la surface en croissance devient important; par conséquent,le taux de couverture d’hydrogène en surface augmente quand la température de dépôt dépasse 400 ◦C.D’autre part lorsqu’il y a un excès d’hydrogène en surface, les précurseurs arrivant du plasma ont unfaible coefficient d’adhésion, car l’hydrogène étant monovalent, une fois lié en surface, ne peut donc pasaccepter d’autres liaisons. De ce fait le taux de croissance a tendance à décroître avec l’augmentationde la température de substrat, comme le montre la figure 1. Par ailleurs, le taux de couverture enhydrogène élevée en surface est aussi responsable de la réduction du taux d’hydrogène dans les films.Dans cette situation, les précurseurs H et (ou) SiH3 venant du plasma en s’associant avec un atome Hen surface forment des molécules volatiles H2 et SiH4 (réactions b schématisées sur la figure 5), ce quiest responsable de la réduction de l’hydrogène dans les films. Le départ d’un atome d’hydrogène laissederrière lui une liaison pendante prête à recevoir un nouvel adatome Si ou SiH pour assurer la croissanceen hauteur; ainsi la croissance se fait en deux étapes, ce qui réduit aussi la vitesse de croissance.

6. Conclusion

Dans ce travail nous avons élaboré une série de films de couches minces de silicium amorphe parpulvérisation avec différentes températures de substrat pour deux valeurs de puissances Prf . L’objectifde la variation de la température de substrat et la puissance Prf est la compréhension du mécanisme decroissance des couches minces de silicium amorphe obtenues par pulvérisation. Les résultats suggèrentque l’influence de la température de substrat peut être divisée essentiellement en deux gammes : basseet haute température. À basse température (Ts < 300 ◦C) la cinétique de croissance est contrôlée parle flux des adatomes hautement réactifs sur la surface du substrat; les films élaborés dans cette gammesont riches en hydrogène et fortement désordonnés. À haute température (Ts > 400 ◦C) de substrat,la réaction en surface et le taux de couverture en hydrogène en surface contrôlent la cinétique decroissance, le contenu d’hydrogène et le désordre dans les films. Les films élaborés dans cette gammede températures sont faiblement hydrogénés. Du point de vue du désordre, la gamme de températures de300 à 400 ◦C s’avère la gamme de températures optimales pour l’obtention des films mieux organisés.

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1302 Can. J. Phys. Vol. 81, 2003

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