E aminateur

aminateur

Directeur de th' se

E arninateur

Président

on taurin

en

Docteur

M.e. U. Constantine

Docteur N de Kouba Iger

M.C. U. onstantine

ELE TRONIQ E

OPTJO : omposants Electroniques

Institut d'Electronique

THE E

Pr entée pour J'obtention du grade de

MAGI TER

République Algérienne Démocratique et Populaire

Ministère de l'En eignement upérieur et de la Recherche cielltifique

THEME

PAR

Abdelaziz fT-KAKI

Influence d'oxydation thermique classique sèche

(C.D. T.O) sur les profils SIMS de dopage et ladiffusivité du dopant dans les films Si-LPCVD

fortement dopés in-situ au bore.

c travail a cté réalisée cn collaburution etroite uvee Ic LAA du NR lie Toulouse (France).

outenue le : 19/03/1996 devant le JUI)' :

MI'. AlDA Mohamed alah

Mr. BOUKEZZ TA Me saoud

Mr. REMREM MohamedMr. BO U BJA T Essaïd

M r. BOUCHEM T Mohamed

r

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THEPr nt' e p ur l'obtention du grade de

MA I R

n

ELE TRO IQ E

PTIO : ompo ant lectronique

PAR

bdelaziz AIT-KAKI

THEME

Influence d'oxydation thermique classique sèche

(C.D. T.O) sur les profils SIMS de dopage et la

diffusivité du dopant dans les film Si-LPCVDfortement dopés in-situ au bore.

out nue le: 19/03/1996 devant le jury :

Mr. IDA Mohamed alah on tantine P r' sident

Ir. BO KEZZATA Me aoud M. on tantine Directeur d thè

Mr. REMREM Mohamed M. on tantin Examinateur

Jr. BOU BIAT Es a"id Docteur E de Kouba 19 r .aminat ur

Mr.BO HEMA T Mohamed Docteur U. on tantine raminateur

C t ruvuil a été réalisée en colluborurion étroite avec le LAA du R de oulouve (France),

CI: lra\ ail a été réali,ée en colh.borlltion étroite avec le LAAS du CNRS de Toulouse (Fraace),

THEME

en

M.e. U. Consrantiue Président

M.e. U. Constantme Directeur de thèse

M.C. U. Constantine Examinateur

Docteur ENS de Kouba Alger Examinateur

Docteur U. Constantine Examinateur

PARAbdelaziz AIT-KAKI

République Algérienne Démocratique et PopulaireMinistère de l'Enseignement Supérieur et de la Recherche Scientifique

IJniversité de ConstantineInstitut d'Electronique

Soutenue le : 19/03/1996 devant le jury :

THESEPresentee pour l'obtention du grade de

MAGISTER

ELECTRONIQUEOPTION: Composants Electroniques

Influence d'oxydation thermique classique sèche

(C.D. T.O) sur les profils SIMS de dopage et ladiffusivité du dopant dans les films Si-LPCVD

fortement dopés in-situ au bore.

!\Ir. AIDA Mohamed Salah

!\Ir. BOUKEZZATA MessaoudMr. REMREM MohamedMr. BOUSSBIA T EssaïdM.'. BOUCHEMAT Mohamed

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Ct: travail a été réalisèe en collaboration étroite avec le LAAS du CNRS de Toulouse (Framee).

THEME

en

Président

Directeur de thèse

Examinateur

Examinateur

Examinateur

M.e. U. Constantine

M.e. U. Constantine

M.e. U. Constantine

Docteur ENS de Kouba Alger

Docteur U. Constantine

PARAbdelaziz AIT-KAKI

ELECTRONIQUEOPTION: Composants Electroniques

THESEPrésentée pour l'obtention du grade de

MAGISTER

République Algérienne Démocratique et PopulaireMinistère de l'Enseignement Supérieur et de la Recherche Scientifique

Université de ConstantineInstitut d'Electronique

Influence d'oxydation thermique classique sèche(C.D. T.O) sur les profils SIMS de dopage et ladiffusivité du dopant dans les films Si-LPCVD

fortement dopés in-situ au bore.

Soutenue le : 19/03/1996 devant le jury :

1\1 r. AIDA Mohamed Salah

Mr. BOUKEZZATA MessaoudMr. REMREM MohamedMr. BOUSSBIA T EssaïdM.·. BOUCHEMAT Mohamed

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Nom : Ait-KakiPrénom: Abdelaziz

Titre de la thèse:

Influence d'oxydation thermique classique sèche (CD. T. 0) sur les profils SI1HS de

dopage et la diffuslvité du dopant dans les fihns Si-LPCVD fortement dopés au

bore.

Résumé:

Les résultats de profils SIMS de dopage des films de silicium polycristallin (Si-LPCVI)

type-p) fortement dopés in-situ au bore, avant et après traitements thermique d'oxydation ont

etý présentés Ces mesures ont été faites sur des couches submicroniques d'environ 200 run

d'epaisseur et déposés à deux intéressantes températures de dépôt Td.:.;, 52ÛýC et oOSoC L\:'.

premiers dépôts contiennent relativement moins de grains et joint de grains compares au

deuxième type de dépôts Ce choix délibéré de T d- a permis de spécifier le rôle Joue par 11:"

grains el les joints de grains et leurs influence sur le comportement de la ditlusion du dopant

Ces films ont été dopés par le mode in-situ au bore à une concentration de l'ordre de :2 x 10211

.u cm' Tout les traitements thermique d'oxydation ont ete réalisés sous oxygene sec 02 .1

{I01:- températures d'oxydation différentes Tox -'-- g40, 945 et !OSouC pour plusieurs durées

Les changements dans la comportement du profil de dopage semblent être remarquable Jan"

trois regions spécifiques a la surface, interface et en volume Prenant en compte, qu'a ce-

hauts niveaux de dopage, ou le coefficient de diffusion D devient dependant de 1.1

concentration, les valeurs de D ont été calculées à travers les profils SIMS dt: dopage Comme

attendu, ces valeurs de D obtenues différent de celles observées dans silicium monocristallin

Elles varient de I 82 à 2 73 x 10-1.! cm-'. ç I à TO\= 840°C, de I 86 Cl 3 72 \. 10-1, crn-' ç 1 .1

1'0\- 945°C et de 3 32 à 4424 x JO-Il ern? çl à 1'0\

-= 1050°C Ces valeurs sont en bon

accord avec ceux rapportés dans la littératureL'effet des joints de grains semble être moins considérable si nous comparons les resultats de D

correspondant aux deux dépôts, Ce comportement est cornprehensivement discute si nous

supposons que les joints de grains au niveau de la solubilité solide limite sont les sources il

plusieurs interactions fondamentales qui seront vraisemblablement la cause l'inactivite

electrique et physique du dopant. Cette inactivité peut aussi être représentative du phénomène

de ségrégation, du cluster, de la formation de composés complexes, comme il a été largement

discuté dans la littérature,

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I

DEDICACES

A ma très chère mèreA mOD très cher pèreA mes frèresA mes soeurs

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I

AVANT PROPOS

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I

II

I

REMERCIEMENTS

Nous sommes très honorés de la présence à notre jury de thèse de Magister et nous

tenons à remercier pour la caution scientifique qu'ils ont bien voulu apporter à notre

travail:

_ Monsieur M. S AIDA, Maître de Conférences à l'Université de Constantine, pour

l'honneur qu'il nous a fait en acceptant la présidence de notre jury d'examen , nous le

remercions beaucoup.

_ Mes remerciements à Mr E. BOUSSBIAT, maître-assistant à l'E.N S de Kouba - Alger,

ainsi qu'à Mr M. REMREM, Maître de Conférences à l'Université de Constantine,

d'avoir accepté de participer à notre jury de thèse et d'apporter leur competence .

_ Ma profonde reconnaissance à Mr M. BOUCHEMAT et Mme MANSOUR pour

l'intérêt et l'attention qu'ils ont portés pour l'aboutissement de ce travail et pour

l'enseignement qu'ils nous ont prodigué.

_ J'exprime enfin toute ma sympathie et ma reconnaissance à Mr M. BOUKEZZATA,

pour sa gentillesse et la compétence avec laquelle il a assumé sa charge d'encadreur ; je

lui exprime ici mes plus vifs remerciements.

Il

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II

I

I

I

II

I

INTRODUCTION GENERALE

Depuis quelques années, l'industrie des composants et circuits intégrés au silicium

porte un intérêt croissant sur les films de silicium polycristallin préparés par la technique

de dépôt chimique en phase vapeur à basse pression (LPCVD) Beaucoup d'efforts ont

eté investis pour mieux comprendre le comportement des dépôts fortement dopes in-situ

au bore (polysilicium de type p) pendant et après les étapes technologiques de

fabrication. Plus particulièrement, ces dépôts sont largement impliques dans les

dispositifs à composants de puissance et circuits intégrés lis sont aussi utilises comme

uuerconnccteurs, résistances de charge des transistors bipolaires travaillant en 11 F,

grilles de composants MOS et mémoires flottantes EPROM et EEPROl\l, source de

dopage et de diffusion de l'impureté dopante pour former des jonctions courtes dans les

circuits intégrés et structure CCD [ 1,2]

Dans beaucoup de ces applications, les films de silicium polycristallin font l'objet de

traitements divers. En particulier, l'oxydation thermique sous oxygène sec ou le recuit

thermique sous atmosphère neutre. Comme resultat inévitable à ces traitements, les

propriétés de beaucoup de composants et circuits intégrés peuvent être suffisamment

influencées et par consequent modifiées Plusieurs auteurs ont étudie la cinétique

d'oxydation thermique des films de silicium polycristallin de type n sous atmosphère

d'oxygène sec ou humide l2,3] Si par contre, la majorite de ces problèmes relatifs au

silicium monocristallin ont été résolus et plusieurs modeles ont été proposes et reportes

dans la littérature [4,5,6,7,8,9], dans le cas de ces dépôts, il n'y a seulement que de rares

tentatives, qui ont été consacrées pour mieux comprendre l'intluence de ces etapes sur

les propriétés électriques ct physiques des ce matériau Dans cette perspective, et en

particulier pour des applications impliquant l'utilisation des films fortement dopes in-situ

au bore, pour réaliser des jonctions très courtes d'émetteur des transistors bipolaires

ayant un alignement auto-aligné [4], ce travail intervient pour préciser l'influence des

traitements thermiques sur les forts niveaux de dopage.

Il

""""""""""""""I

I

II

I

Introduction générale

Introduction générale

3

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II

I

- ýInc!.!t:!...roýdýucti_Qn générale

En technologie des circuits VLSI où à la fois des composants plus pcuts et plusrapides sont vivement recommandés, il est ainsi nécessaire d'introduire des jonctionsfortement dopées sans défauts et plus courtes que possible [10] Mais, les traitements dt!

recuits ultérieurs représentent en général, la cause principale qui empêchent l'obtentionde ces jonctions étroites Actuellement, nous savons que l'oxydation thermique classiqueprovoque par exemple, des changements notables de la distribution initiale du dopant a

l'interieur des films [II J Comme conséquence, la nouvelle distribution doit être mieuxcontrôllée et ses parametres mieux définis Pour cette raison. des travaux ont ete

consacres à la compréhension de l'effet du mode de dopage et les mccarusmes de

diffusion qUI en sont associes avant et apres traitement thermique[12.13,14,15,16,17,18]

Si en revanche, quelques modèles théoriques concernant le mode de dopage par

implantation ionique et les phénomènes de diffusion qui en dépendent dans les films de

silicium polycristallin ont été publiés dans la littérature" par contre, le cas du mode in-

situ de dopage n'a pas été suffisamment traité Nous pensons alors qu'un effort

particulier serait indispensable pour la maîtrise des processus physiques fondamentauxdéveloppés dans les films de silicium polycristallin fortement dopés in-situ au bore et

oxydes

Le travail décrit dans cette thèse entre dans le cadre de cette perspective 11 est centré

sur l'étude de la répartition du bore (impureté dopante) dans ces films dopes in-situ à un

niveau atteignant le seuil de la solubilité limite. La concentration du bore est evaluee à 2

x 102U al crrr-'. L'influence du niveau de dopage ainsi que la microstructure caracterisee

par la présence des grains et joints de grains sur le coéfficient de diffusion om été mis en

évidence.

Le premier chapitre de ce mémoire est consacré à la description de la méthode de

dépôt utilisée, en l'occurence la technique LPCVD. Un rappel sur les modèles introduits,les phénomènes de dépôt ont été présentés.

4

En fin de ce mémoire, nous donnons les conclusoins qui peuvent être tirées de ce

travail de recherche et les conséquences qu'elles en apportent.

Le dernier chapitre III est consacré à la présentation des résultats expérimentaux ct

théoriques. La partie expérimentale concerne les profils de concentration du bore le longde l'épaisseur de la couche du film

Le chapitre II donne un aperçu sur les mécanismes de diffusion dans le silicium En

plus, des cas classiques connus pour le silicium monocristallin, le problème des forts

dopages relatifs au silicium polycristallin a été pics en considération

5

5Introduction générale

Ces profils ont été réalisés par la technique SIMS à l'aide d'un nucroanalyseurappartenant à l'INSA de Toulouse (France). Les résultats relatifs à nos dépôts sont

ensuite comparés à ceux connus et publiés dans la littérature.

Il

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II

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CHAPITRE I

LE SILICIUM POLYCRISTALLIN DEPOSE PAR

TECHNIQUE LPCVD

Cette technique consiste

1.2- La technique LPCVD de dépôt:

9

9

Le silicium polycristaUin déposé par technique LPCVD

_ iii) et enfin de récolter les atomes libérés sur une série de substrats de silicium

monocristallin placés sur un support suscepteur.

Dans ce chapitre, nous allons donner une description des mécanismes fondamentauxqui permettent l'obtention des couches minces de silicium polycristallin (polysilicium),

ainsi que la technique qui lui soit associée. Nous suivrons cet exposé, par une revue

détaillée des résultats obtenus, les performances réalisées, les avantages et les

inconvénients rencontrés par ceux qui tentent toujours à intégrer cette technique

nouvelle d'élaboration de couches minces semi-conductrices ou isolantes dans les

processus technologiques de fabrication des composants micro-électroniques

- i) d'abord, à pouvoir générer, à partir d'une substance appropriée (solide, liquide ou

gazeuse), un gaz vecteur contenant les éléments de base de la couche à réaliser,

- ii) de provoquer, en une phase gazeuse, la réaction de dissociation de ces éléments

dans un four de dépôt ayant des équipements adaptés,

1.1- Introduction:

Chapitre I

I

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"""""""""

- faible consommation en gaz et par conséquent, faible coût.

1.3- Conditions d'élabonltion des dépôts:

10

__ __cL=cs=--· =lillll ý S I-l- PC V Q10

- Meilleure uniformité des couches déposées sur une plaquette ou d'une plaquette à une

autre

Par rapport aux autres techniques classiques de dépôt, telles que le CVD. CVD

plasma et le Sputtering, la technique LPCVD offre les avantages suivants:

Le dépôt se fait alors, à la suite d'une réaction chimique entretenue sous des

conditions contrôlées de faibles pressions. Ce procédé, aujourd'hui connu sousl'appellation Angle-saxonne LPCVD (Low Pressure Chemical Vapour Deposition) estconsidéré comme l'une des techniques les plus appropriées de fabrication des couchesminces de l'ordre du micron de matériaux divers Ainsi, avec l'avènement des circuitsVLSI et des fours horizontaux admettant de grandes charges de plaquettes que cettetechnique a connu un grand essor dans l'industrie des semi-conducteurs Parmi les

dépôts les plus utilisés dans ce domaine, on note les films semi-conducteurs dits Il Si-

LPCVD" et les couches isolantes de nitrure de silicium "Si)N..ý"

Reste que cette technique nécessite un contrôle précis de la température dans les trois

zones du fours, nécessite aussi un nettoyage fréquent (tubes à parois chauds) et que la

vitesse de dépôt reste relativement lente à faible température (par exemple elle de

l'ordre de I nm/min pour du polysilicium réalisé à TJ = 520°C par pyrolyse de la silane)

- Possibilité d'utilisation d'un grand nombre de plaquettes

Les dépôts utilisés dans ce travail ont été réalisés dans les fours industriels de

Motorola- Toulouse (France) pour la production conventionnelle des films dopés in-situ

au bore. A partir de trois gaz vecteurs, la silane (Sý) comme gaz principal, le

trichlorure de bore (BCI) comme gaz dopant et l'azote (N2) comme gaz neutre, une

réaction chimique à taux contrôlé a eu lieu du mélange Sil-4-3%BCI)-N2.

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I

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I

OIn

gazeux

11

_ __jjChapitre J

Le réacteur de dépôt est constitué principalement d'un four tubulaire en quartz et

d'un système électronique de régulation de température, de pression ct des débits

Scion les valeurs choisies des débits gazeux, le niveau du dopage dit en "mode in-situ"est déterminé. Par exemple, si on impose des débits gazeux suivant en choisissant 0 I

I/min de Si}---4 contre 0 09 IImin de 3%BCl)-N2 on obtient en fin du procède de dépôt, un

film dopé à 2 x 102U al crrr ' La pression est généralement choisie délibéremenr faible de

l'ordre de quelques dizaines de Pascal (ou de quelques centaines de milluorrs) Dans le

cas de nos dépôts, elle est maintenue égale à 400 mTorr à l'intérieur des réacteurs Dessubstrats de silicium monocristallins de type N et orientés < III >, faiblement dopés (p "'-

10 à 22 n cm) et oxydés (100 nm d'oxyde thermique) ont été utilisés La température de

dépôt de ces films est comprise entre 520 et 60S "C, et leur épaisseur est d'environ 200

1"'- Réacteur et processus de dépôt:

Cl) Réacteur de dépôt:

La figure I I donne une illustration des différents composants qui le constituent Ce

système LPCVD est composé d'un tube en quartz positionne horizontalement dans un

four à trois zones chauffées Ce tube a une capacité de charge d'environ 16S plaquettes

de 5 pouces de diamètre. uniformément repartie dans la zone centrale ou réacteur

Ces plaquettes sont placées en position verticale normale à la direction du tlux principal

des débits gazeux Plusieurs Injecteurs de gaz ont ete prevus tout au long de la partieinterieure du tube du réacteur pour permettre d'assurer une distribution unitonne des gaz

sur les plaquettes Dans le cas de nos dépôts, les sources gazeuses alimentant le reacteur

ont été celles qui permettent d'obtenir un mélange gazeux donne par Silit-3° oBCI,-N2

Durant toutes ces expérimentations, le flux total de silane est maintenu égal à 200 cm)

min-I Par contre, pour le mélange formé de BCl:;-N2, seulement SO cm' min-I sont

injectés à travers la porte frontale du réacteur et les autres 40 cm' min-I restantes ont été

introduites à l'aide d'injecteurs appropriés séparés. La pression est réglée à S3 :2 Pa et

l'intervalle de température de dépôt a été fixée entre 520 et 605°C.

I

I

I

I

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12

Pompe d vide

Piège a panicules

Armoire de contrôle

kmzzzzz/amwAFour

Figure 1.1- Réacteur de dépôt des films Si-LPCVD.

-!...12=-------------...!:L:£3Ie""s-U.'-'tilms Si-LPCVD

L'uniformité de cette température de dépôt a été contrôlée par l'intermédiaire d'unthermocouple associé au tube de quartz et muni d'un système d'affichage digital

Pone

N2

(Ouverture pone)

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II

"I

La réaction chimique de dissociation de la silane qui se déroule simultanément aveccelle qui permet l'introduction des atomes dopantes sont données par les équationssuivantes:

13

13

(I I)

(l 2)

b) Processus de dépôt:

Les cinétiques de réaction (I 1) permettent de déterminer la vitesse de croissance du

film, alors que les cinétiques de la réaction (I 2) sont par contre, déduites du taux

d'incorporation du bore dans le silicium, comme il a été décrit dans la référence [ 19l

Dans la pratique, une multitude de réactions chimiques intermédiaires peuvent avoir

lieu ct donnent naissance a des produits instables, qui a leur tour, peuvent se

transforment et produisent en chaîne d'autres composés L'aboutissement de ces

reactions en chaîne, finissent par rejoindre le résultat final de la réaction chimique

donnée par l'équation chimique (1.1) En effet, pour les films Si-LPCVD non dopés, c'est

la dissociation de la silane en SiH2 qui prédomine

Chapitre I

Ensuite, après l'adsorption de cette molécule sur un site de surface disponible, sera

suivi d'une migration jusqu'à son incorporation dans le réseau cristallin avec désorption

de l'hydrogène et son évacuation par le courant gazeux

Pour ce type de dépôt, c'est le contrôle par la réaction de surface qui est prédominantavec une bonne homogénéité usuellement observée sur les plaquettes de Si-LPCVD non

dopes

L'addition du gaz, pour le cas des films dopés in-situ au bore va rendre diflicile les

possibilités de dissociation et d'adsorption, c'est ainsi que le contrôle du dépôt devient

très complexe. Des études analogues portant essentiellement sur le diborane B2li6 ont

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I

I

14ý ýLýeýsýfiýllýnýlsýSý'jý-LýPýCýVý0

montré l'effet catalyseur du bore sur la cinétique de croissance [20], avec une activationdes sites d'adsorption, diminution de la taille de ces sites et augmentation de leurnombre.

En général, cette vitesse de dépôt est une fonction de la température de dépôt Td, de

la pression P et des débits des gaz réactants mis en jeu. Quand la pression P ct les débitsgazeux sont constants, la vitesse Vd suit une loi d'Arrhenius donnée par l'expressionsuivante:

14

(I 3)(F)v = Aexp -ý"KT"

b- I) Vitesse de dépôt vý :

où A est une constante, 1ý"a l'énergie d'activation, K la constante de Boltzmann et T J la

température de dépôt.

Expérimentalement, la vitesse de dépôt lid est mesurée à l'aide d'un Talystepmécanique (précision ± 5 mn), qui permet la mesure de l'épaisseur de la couche Wp

deposee pendant un intervalle de temps I donné

La figure 1.2 donne les valeurs de la vitesse de dépôt Vô en fonction de températurede dépôt T lI. Comme il a été déjà signalé dans d'autres travaux [20], la présence du bore

en phase vapeur entraîne un accroissement de la vitesse de dépôt du polysilicium Par

exemple, il a été constaté qu'à la température de dépôt TJ = 555°C, la présence du bore

tait augmenter cette vitesse de dépôt de l'ordre de 1.6 fois que lorsqu'il y a que la silane

seule

A l'inverse de cette situation, il a été constaté que l'addition du phosphore [21] ne

favorise pas le dépôt, ce qui entraîne une diminution de la vitesse de dépôt, et une

dégradation de l'homogénéité en épaisseur des films.

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I

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I

15

15

Ea = 0.6 cV (-)

ct 1.0 cV (- - -)

Résulws de simulation :

O. Résultats expérimentaux

1.30

520

1.25

540

....

..,,,..

....,,,

.. ,..

....

....

..

1.20

lOOOrr d (IlK)

1.15

-, ,,.. ,

o ",..

.. ,..

....

....

..

()., ,,..

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620 600 5KO 560

1.10

500 TJ (OC)3ýýr---ý--ý---'----ý----r----'ý

-ceèc

._.

'0=..ý

2ocý

ocýri.III

ý

ý-.J

Chapitre I

La diminution du taux de croissance est dû principalement à la passivation des sitesd'adsorption, et à une adsorption préférentielle du phosphore à la surfacecomparativement à la silane.

Figure 1.2 : vitesse de dépôt en fonction de la température de dépôt des films Si-LPCVD

dopés in-situ au bore [17]

Donc, si d'une part, l'addition de BCI) fait augmenter la vitesse de dépôt va, d'autre

part , cette vitesse de dépôt dépend aussi de la vitesse du flux gazeux et de la pression

total P dans le réacteur. Cette dépendance résulte de l'altération de la réaction de surface

causée par l'incorporation du bore, car la vitesse du dopage en bore dépend elle-même

de la vitesse du flux gazeux.

I

I

""""""""""""I

I

Par conséquent, la vitesse de dépôt Vd, peut alors être calculée directement à partir del'équation chimique (I. 1) donnée plus haut. Elle est exprimée [22] en fonction despressions partielles P.'1I1f ý

et ýfl

selon la relation suivante :

16

(I 4)

Les films Si-LPCVD16

les constantes k, kl" ks représentent des facteurs d'adsorptions et de décompositions desgaz en volume ou en surface. Comme les termes k"ýf, et ksJý,J14 sont négligeables

devant l'unité, et leurs éventuelles modifications restent insignifiantes devant la variationde la vitesse de dépôt en présence du BCI), les valeurs de kil et ks sont celles obtenuesdans le cas ou la décomposition de la silane serait seule [23]

L'effet du dopage en bore sur la vitesse de dépôt est pris en considération dans le

facteur k (ainsi que dans la constante pré-exponentielle A et l'énergie d'activation ''_'CI de

la relation (1.3) précédente)

Pour mieux comprendre les phénomènes de dépôt et de croissance régissant ce typede matériaux, des modèles théoriques ont été proposés pour simuler le comportement du

processus de dépôt et de croissance

Pour atteindre ce but, le réacteur LPCVD est supposé être simulé par un reservoir de

réacteurs en mouvement et se déplaçant le long de l'axe du tube Cela veut dire, qu'on

peut le supposer être constitué d'une série de cellules où chacune d'elle est caractériséepar une dimension égale la distance interplaquette dont le mur chauffant est celui du

reacteur. La loi de conservation de masse relative à chaque composante dans chaque

cellule donne la fraction molaire des espèces gazeuses et la vitesse de dépôt resultante

A vee ce modèle, les résultats de la simulation permettent d'obtenir une vitesse de

dépôt avec une énergie d'activation l:..."a pour le choix de k à 0.6 eV. Pour situer ce

résultat, on a reporté sur la figure 1.2, les valeurs calculées pour Ea = 1.0 eV, valeur

citée par plusieurs auteurs.

""""""""""""--Il

I

Pour mieux comprendre les phénomènes de dépôt et de croissance régissant ce typede matériaux, des modèles théoriques ont été proposés pour simuler le comportement du

processus de dépôt et de croissance.

L'effet du dopage en bore sur la vitesse de dépôt est pris en consideration dans le

facteur k (ainsi que dans la constante pré-exponentielle A et l'énergie d'activation Iý'(/ de

la relation (1.3) précédente)

16

(I 4)

Les tilms Si-LPCVD16

les constantes k, k,,, ks représentent des facteurs d'adsorptions et de décompositions desgaz en volume ou en surface. Comme les termes kllýll et kSJýýIJl4 sont négligeables

devant l'unité, et leurs éventuelles modifications restent insignifiantes devant la variationde la vitesse de dépôt en présence du BCh, les valeurs de kil et k.ý sont celles obtenuesdans le cas ou la décomposition de la silane serait seule [23 J.

Par conséquent, la vitesse de dépôt vs, peut alors être calculée directement à partir del'équation chimique (I. I) donnée plus haut. Elle est exprimée (22) en fonction despressions partielles P'ý,/l4 et ýI, selon la relation suivante .

Pour atteindre ce but, le réacteur LPCVD est supposé être simulé par un réservoir de

reacteurs en mouvement et se déplaçant le long de l'axe du tube Cela veut dire, qu'on

peut le supposer être constitué d'une série de cellules où chacune d'elle est caractériséepar une dimension égale la distance interplaquette dont le mur chauffant est celui du

reacteur. La loi de conservation de masse relative à chaque composante dans chaque

cellule donne la fraction molaire des espèces gazeuses et la vitesse de dépôt résultante

A vec ce modèle, les résultats de la simulation permettent d'obtenir line vitesse de

dépôt avec une énergie d'activation }."'a pour le choix de k à 0.6 eV. Pour situer ce

résultat, on a reporté sur la figure 1.2, les valeurs calculées pour ./:.."a= 1.0 eV, valeur

citée par plusieurs auteurs.

I

III

""""""""""""""""Il

I

Figure 1.3- Vitesse de dépôt en fonction de la position de la plaquette pour deux

températures de dépôts T J= 520°C et T J

= 605°C [17].

La figue I. 3 montre un résultat remarquable qui représente la variation, le long du

réacteur, de la vitesse de dépôt en fonction du nombre de plaquettes, pour les deux

dépôts situé aux deux extrémités de l'intervalle de températures de dépôt Td

17

17

100 125 150 175 20075Numéro de plaquette

5025o4.8

5.2

Nous voyons que la vitesse de dépôt diminue nettement et que l'épaisseur de la

couche déposée peut varier d'une plaquette à une autre. L'écart entre les deux extrémitésest moins que la limite des 5% de tolérance admise pour les dépôts réalisés a To

S:woC, mais supérieur pour ceux réalisés à To == 605°C.

Chapitre I

11 est clair que les résultats expérimentaux ne peuvent être simulées qu'avec Jý'u _.:_ 0 6

eV Cette valeur reste très inférieure à celle égale à Eu = 1.5 eV et qui correspond à la

déposition du polysilicium par pyrolyse de la silane seule

5.1-- --c c

e e--. --.e ec c

'-'

5.0'-'

:ë 9 -c. To == 605°C «=

'CoI

ýý:7

'0 '0

:.;ý

To = 520°C <:J

'0 '0

CJ CJ". "-'Il 4.9 '".ý

CJ-;.. ;;..

"""""""""""""""--Il

--

Figure 1.3- Vitesse de dépôt en fonction de la position de la plaquette pour deux

températures de dépôts T J= 520°C et Tu = 605 "C [17].

La figue 1.3 montre un résultat remarquable qui représente la variation, le long du

réacteur, de la vitesse de dépôt en fonction du nombre de plaquettes, pour les deux

dépôts situé aux deux extrémités de l'intervalle de températures de dépôt Td

17

.ý"C "C

'"ý

Td = 520De .."C "C

'" '""- "-,. 4.9 '"ý '"-;;, ;;..

Chapitre 1

"""""""""""IIl

--IIII

"""""""""""III

II

I

II

I

_,_18=-- ....:L=es"-'fjlnti_Si-LPCVD

Ce résultat montre aussi le problème rencontré dans le cas d'une production en masse

de films minces de même épaisseur. La solution serait d'utiliser un taux eleve du tlux de

silane. Cependant, pour l'intervalle de température de dépôt utilisé dans notre cas, ces

variations de vitesse de dépôt ne sont pas trop importantes pour qu'elles affectent

seneusemcnt la qualité de la couche de polysilicium déposée

b-2) Effets des hautes concentrations du bore sur hl vitesse de dépôt:

De façon générale, la vitesse de dépôt des films de silicium dopés au bore est plus

grande que celle des films dopés au phosphore Le dépôt des atomes de bore sc fait

independamment sans aucune influence du dépôt des atomes de silicium. La temperaturede dépôt T J, caractéristique de la transition entre l'état amorphe ct l'etat cristallin

diminue avec l'incorporation du bore dans le silicium Mei et al. [24 J ont constate quel'incorporation du bore n'entraîne pas un accroissement de la croissance des grains

En effet, il est bien connu que la cristallisation dans les matériaux amorphes se

produit par l'intermédiaire de la nucleation des cristallites et la croissance ulterieure des

grains des cristallites formees pendant la nucleation, qui augmente avec l'incorporationdu bore, à condition que sa concentration Cli s I 6 x 10-21 at crrr' Au dela de cette

limite, la cristallisation disparaît avec l'incorporation du bore Makino ct al [25 [, ont

aussi observé la suppression de la croissance des grains dans le cas des films Si-LPCVDfortement dopés au bore (CH =- 3 3 x 10-21 at. crrr'). Ils ont attribué cette suppression de

croissance des grains à la précipitation du bore aux joints de grains. La formation des

composés Si-B, telle que SiB4 et SiBh ainsi que la précipitation du bore seraient

probablement les causes responsables à cette suppression de la cristallisation a haut

niveau de dopage au bore dans ces films

h- J) Vitesse de croissance ",&: :

La vitesse de croissance quant à elle, notée vg, représente un autre aspect spécifique

du processus de dépôt et qui est complètement différent de la vitesse de dépôt va Elle

caractérise la croissance d'un cristal suite à une série de sauts d'atomes entre les phases

amorphes (a) et cristallines (x)_

18

19

A l'aide de la cinétique de cristallisation, la fraction cristallisée, notée X(I) est donnée par

l'expression suivante:

où 6 est la distance effectuée par un saut d'un atome à l'interface, LJ la fréquencevibrationnelle du réseau, ý/fII et ý'"' sont respectivement l'enthalpie et l'entropie de

migration d'atomes effectuée par sauts entre la phase (a) et la phase (x), t1ýfII est la

barrière donnée par l'énergie libre de Gibbs de migration et t1g' = g" - g, la barrière

associée à la migration inverse et qui représente l'énergie libre de Gibbs de cristallisation.

(1.6 )

(I 5)

_ . __ __l_2

(

Vx(/)Jx(t) = I-exp -ý

(t1S) (M

J( (

t1;(

))v = t5vex __ fil ex - __ fil

I - ex -- t1, = M - r _\sli p

KP

K/ýP

K/ý'ýfII fil .t n,

Chapitre I

La vitesse de croissance, est schématiquement donnée par la vitesse de déplacement,avec laquelle l'interface évolue entre ces deux phases Elle est proportionnelle a la vitessede nucleation, qui elle-même, est définie comme étant le nombre de cristallitesthermodynamiquement stables par unité de temps dans un volume intransforrnable et

contenant N atomes. Dans le modèle de nucléation le plus simple, les cristallites sontsupposées formées quand les germes cristallins deviennent suffisamment grands ct

atteignent une dimension critique où ils sont thermodynarniqucment stablesUsuellement, vK est exprimée par la relation suivante [26]

où v"v est le volume total de la couche et Vll) représente le volume étendu des régionscristallisées. Celui-ci peut être calculé à partir de la cristallisation qui se deroule pendantla nucléation et la croissance homogène. Les cristallites, qui sont homogènement

distribués dans le temps et dans l'espace, commencent au début à croître dans les trois

directions pendant toute la période où leur diamètres est inférieur à l'épaisseur de la

couche totale, ensuite finissent par croître dans les deux directions seulement La

variation de Vx avec le temps t est décrite soit par un mécanisme de cristallisation induit

à la surface ou dans le volume.

ý

"""""""""""I

I

I

I

I

II

I

I

20,---- ýLýesýfilSmýsýSý'iý-IýýPýCýVýD

Dans le paragraphe qui suit, nous allons exposer les principes sur lesquels reposentles mécanismes de cristallisation et de croissance cristalline.

1.5- Mécanismes de croissance cristalline:

Il existe deux modèles permettant de décrire les mécanismes physiques qui régissentla structure d'un dépôt : Le modèle de dépôt par germination à la surface en contact avecla phase vapeur, et celui de la germination et de la croissance cristalline en phase solide(modele de dépôt homogène)

Le premier modèle est caractérisé par les conditions de dépôt qui facilite la diffusiondes atomes de silicium (faible pression, haute température, etc.), pour le deuxième la

diffusion est faible (faible pressoin, basse température, etc)

1.5.1- Modèle de dépôt Il .. r germination et croissance en phase gazeuse:

Le phénomène de germination se produit à l'arrivée des premiers atomes sur le

substrat qui migrent sur la surface avec des liaisons faibles (liaison faible de type: VanDer Vaals), avant de se fixer sur un site formant des liaisons covalentes avec les atomesde surface

Ces derniers vont constituer les "germes" sur lesquels viennent s'agréger les atomessuivants (figure 14-a). La densité des germes formés va dépendre de la densité des sitesattractifs, et cette étape va être fonement influencée par la nature des atomes issus du

dépôt (atomes de silicium, dopant, etc) et arrivant sur la surface, la nature du substrat et

les irrégularités et contaminations à la surface de la plaquette On assiste ensuite à une

étape de "coalescence" (figure lA-b) qui se produit quand les îlots primaires formésprécédemment ont grossi et finissent par se rejoindre formant de plus gros, dits "îlotssecondaires". La forme cristalline de ces îlots formés peut disparaître lors de la réunionavec d'autres îlots. Lorsque les îlots secondaires se réunissent, ils peuvent laisser des"canaux" qui ne se recouvrent pas; provoquant ainsi, dans le réseau des interruptions

20

(a) (b) (c)

Germination Cualcscencc Couche coutiuue hOllluýène

fr/MII)!;/_filfliit!!fiilrrff!N 7iIiiii!Iii#iÂ

" . """"" ;0::: o _l r(ý. · . .. .

c9, . . .ý ... . " "

i ).. '. . - . . , .· . '. ,. ,la;·· . . . . .. .

ý0:.. l'"t'

"" "ý ý, .

- : ... " """"" ....

D'[2 {J. . . " " "· . . " "· . . . ý. . .

. . . ..... l) ý, . - ... '''_

8

JI/l/1/1III/I!1/1/(I!/I 7J!!l!/I!III!/Il!I/1///1/7 filfl7(/11171/(/mTfI Il

B- Modèle de dépôt homogène

A- Modèle de germination en phase gazeuse

21

__ ý __ý_2_1

Figure 1.4- Représentation des différents régimes de cristallisations [36].

Cha itrc I

par de minces "canaux" qui se comblent peu à peu, ne laissant plus que des trous encertains endroits. La couche devient continue au moment du passage des canaux auxtrous (figure 1.4-c) ; ensuite deux mécanismes entrent en compétition la poursuite de la

germination et la croissance cristalline du dépôt

1.6- Dé-lermination de la fraction cristalline:

Cc modèle appelé aussi modèle de dépôt homogène, où le dépôt se présente

initialement sous forme d'un matériau amorphe La tendance vers un matériau cristallin

se produit d'abord par la germination à l'intérieur du dépôt, puis par la croissance des

cristallites issues de la germination

22

(1. 7)

Les films Si-LPCVD

Plusieurs techniques ont été utilisées pour la détermination expérimentale de la

fraction cristalline La plupart de ces techniques sont de type "destructrices" Seule, la

methode électrique utilisée par mesure in-situ de la conductivité reste celle qui permet de

procurer une valeur moyenne de la fraction cristallisée x(t)

Dans le cas où la cristallisation est induite par la surface, la conductance ý(/) de la

couche est donnée par la somme des conductances d'une couche amorphe a" en

parallèle avec la couche du mélange am' d'épaisseur Vg,1 contenant les cristallites (tigure

15) La conductance ý(/) varie linéairement en fonction du temps I. Elle est exprimée

par la relation suivante :

La cristallisation du matériau peut être induite par la surface du substrat (regime SIC

"surface-induced-crystallization") ou en volume (régime BIC "bulk-induced-

crystallization"). Dans ce dernier cas, la cristallisation correspond à la croissance des

grains à deux ou à trois dimensions, avec une vitesse de croissance vK qui, au fur et a

mesure, atteint la surface de dépôt Par contre, dans le cas du régime SIC, la

cristallisation s'effectue de la même façon qu'une croissance épitaxiale, et la phase

cristalline ayant une vitesse \'g atteint la surface du dépôt d'épaisseur Wp au temps I.

1.5.2- Modèle de dépôt par germination eo phase solide:

22

23

On peut en déduire la vitesse de croissance vg à partir de la mesure de 1:(,) [26]. par lecalcul de la pente de la droite1:(' )/1:(1 = 0), connaissant l'épaisseur Wp de la couche

23

Temps (heures)1510

Ref·126JI

,I

a I1

lI

.,

a ',I"I

+I

I /ýI

D' ,..1

, ,+*

0 5

ý(I)v Td = l71°C- ..

tD

II Td" 360°C

VI

I

I"

I

D "9 I 1

I

D T I I

1

' .I

D ,

"

7I"

3

5

Figure 1.5- Variation de la conductance 1:(1) en fonction du temps dans du silicium

amorphe pour différentes températures. (z; est la conductance après que la

cristallisation a eu lieu) [26].

Chapitre I

I

I

I

I

I

I

I

I

I

I

ý, ýLýesLfiýllýmýsSiýLPCVQ

I. 7- Influence de la température sur les mécanismes de croissance crishilline :

Comme la vitesse de dépôt suit une loi d'Arrhenius, nous avons vu au paragraphe

(I -l-b) précédent que l'addition du dopant a un effet sur la modification, à la fois, de la

vitesse de dépôt Vd et de croissance vg Elle augmente avec la concentration et avec le

type d'Impuretés dopantes

La comparaison entre la vitesse de dépôt va et la vitesse de croissance vg, permet

dans le cas d'une germination et d'une cristallisation en phase solide de savoir, si la

couche formée est partiellement (vK' Vd) ou totalement (vK. Vd) cristalline. Le taux de

germination en surface et en volume dépend aussi fortement de la température el de

l'activation thermique. Dans ce dernier cas, le taux de cristallisation devient tres

important si l'energie é."'a est plus importante (Eu = 5.0 ev);

24

I

I

I

CHAPITRE Il

EFFETS DES FORTS DOPAGES ET D'OXYDATIONSECHE SUR LA DIFFUSIVITE DU DOPANT DANSLES FILMS Si-LPCVD DOPES IN-SITU AU BORE.

I

,

,

,

f

I

I

I

I

I

I

26Effets du dQoue et d'oxydation

26

11.2.1- Dopage pitr diffusion thermique:

11.2- Modes de dopage utilisés:

Dans ce chapitre, nous allons exposer les techniques de dopage utilisées pourintroduire les impuretés dopantes à l'intérieur des régions prévues du matériau Les

quantites de dopant introduites ainsi que la profondeur de la zone dopée doivent êtreconnues et contrôlées dans la limite des normes et des tolérances acceptées Nous

analyserons ensuite les effets des forts niveaux de dopage et les traitements thermiquessur la diffusivité de l'impureté dopante et les modifications qu'elles peuvent apporter en

terme de propriétés électriques et électroniques. Ces modifications doivent être, aussitôt

que possible, prises en considération dans les étapes ultérieures des processus de

fabrication des composants microélectroniques

27

27

Effets des forts dopages et d'oxydation sèche sur la diffusivité dudopant dans les films Si-LPCVD dopés in-situ au bore.

Chapitre Il

11.1- Introduction:

Le principe de base de la technique de dopage par diffusion thermique consiste à faire

diffuser les impuretés dopantes dans l'échantillon semiconducteur, à haute temperature

Ce processus est fondamentalement basé sur deux étapes, où dans la première étape, les

impuretés sont introduites dans le semi-conducteur à une profondeur de quelquesdixièmes de micron. Elle est appelée étape de "prédépôt" Dans la deuxième, appelée

etape de "redistribution", on fait par activation thermique entraîner les atomes plus

profondément dans le semi-conducteur, sans introduire de nouvelles impuretés La

diffusion est un phénomène physique qui se produit sous l'effet de gradient de

concentration et de l'agitation thermique [16].

I

I

I

I

I

I

I

I

I

I

I

I

I

I

I

I

I

"

I

28

Effets du dopage et d'_oxydation

-OHMIC CONTACT

LlaUID

n

n+n

( b)

(c)

(0 )

DIFFUSION

-

-

-

n

n-TYPE si

DIFFUSION

ý

Figure Il.1- Dopage par la méthode de diffusion thermique.

La méthode de diffusion à l'état solide a été développée à partir de 1956, pour mieux

contrôler les profiles de dopage La figure Il I donne une illustration du résume de celte

methode

Les impuretés peuvent se loger dans deux types de sites, soit en substitution a la

place d'un atome du réseau, soit en interstitiel [27]. Dans la presque totalité des cas, la

ditfusion thermique est faite dans le but de réaliser une jonction de surface limitée Il est

possible au moyen de deux diffusions successives de réaliser deux jonctions parallèles,

distantes l'une de l'autre de quelques dixièmes de microns La diffusion en tube ouvert

est celle couramment utilisée, elle se fait en général à partir d'une source gazeuse, mais

aussi a partir d'autres sources solides ou même liquides

28

I

I

I

I

I

- un processus réalisable seulement à deux températures; et,

- l'alignement parfait de la jonction implantée avec les bords des masques.

Les principaux avantages de l'implantation ionique sont:

29

29

Il.2.2- implantation ionique:

Jusqu'à nos jours, l'implantation ionique reste la méthode la plus utilisée en

technologie de fabrication de composants microélectroniques Elle donne de meilleures

precisions sur le contrôle des profils de dopage Aussi, on peut l'utiliser à température

ambiante et les défauts induits par l'implantation peuvent être guéris par des recuits à

700°(' ou moins Ainsi, elle constitue un processus basse température comparée il la

diffusion, qui généralement n'est réalisable qu'à 1000°C ou plus

Chapitre Il

Très vite, les limites de la diffusion thermique avec la complication de l'architecturedes circuits sont devenues grandissantes et l'utilisation d'autres méthodes sont apparuesvivement indispensables

:\ vee cette méthode, l'introduction du dopant est effectuée à l'aide d'energetiquesparticules atomiques chargées. L'énergie typique des ions est généralement cornpnseentre 10 et 400 KeY et les doses varient de lOll à 1011l ions/cm-.

- un contrôle précis le long de Ioule dose, de la profondeur des profils et l'uniformité de

la zone implantée;

La description la plus ancienne des profils d'implantation selon la théorie dite LSS

(Lindhard-Scharff-Schifft [28]) est donnée par une courbe Gaussienne Les deux

principaux paramètres de cette Gaussienne sont Rp qui représentent la distance moyenne

ou projetée sur la direction du faisceau incident (projected range) et qui indique la

distance avec laquelle les atomes implantés ont pénétré et .1 Rp la déviation standard

projetée (dispersion ou écart-type) qui décrit la largeur de la distribution.

De façon plus générale, ces quatre moments sont données par les expressions

générale suivantes:

31

31

(11.2)rýýf(x)dx = 1avec

La distribution de Pearson est définie par l'équation différentielle [JO] :

Chapitre Il

Pour la description des profils d'implantation ionique, seulement ce type de

distributions à quatre moments sont applicables.

ýR r(P+3) ,ý.Rýr(4P-3Y) ýR'Jr(2P-3y-6)(I == - p

, , b = -" hi = a et b. = - , (II 4)

IOp-12y-18 (J lOp-12y-18 - IOp-12y-lg

où sa solution d'ordre IV est donnée par l'expression suivante:

où K est une constante de normalisation de la distribution, et a, hu, b J et b : sont desconstantes données, en fonction de deux autres paramètres r et p, par les expressions

suivantes:

où r appelé le "skewness" est défini à travers le troisième moment fl3 et P appelé le

"kurtosis" est défini à travers le moment le plus élevé fI.J. Rp et ý Rp, quant à elles, sontdéfinies à travers le premier et le second moment par : Rp =

fi J et !\ Rp = ..r;;;

32

10

--.

0. $,

I " liO II__'

Il "" ,.m-."·

la oO!iI) ISO 210

fHfRC.y III.VI

110

10i s,Oz

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EHt.RC.Y I_evl [HiR"y l ,,ýy J

I..

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iý(a)

III)

[H[,.GY ...... ,

1Q.2ý ...... _,10 Ill)

Effets du dopage et d'oxydation

11° .... ....... - _

t... Dý'\""

Figures II.2- Représentation des profils de dopage d'une implantation au bore du

silicium (a), ainsi que les quatre moments Rp, .1Rp, "skewness" et "kurtosis" dans le

silicium monocristallin (b) et la silice Si02 (c) [37].

(c)

E

(b)ý 01....ý....

00110

Les figures Il.2 donnent les résultats des profils de distributions du bore dans le

silicium (a), ainsi que les résultats des quatre moments Rp, .1 Rp, "skewness" et

"kurtosis" dans le silicium monocristallin (b) et la silice (c).

11.3- Phénomènes de diffusion:

où J) est le coefficient de diffusion, C la concentration de l'impureté dopante et x et I ont

le sens usuel.

33

(1l.6)

--__]]

et. _ J')

£-1'J-- ..J-

eX

La diffusion est un processus physique qui gouverne le phénomène de transport de

masse dans les matériaux, où les espèces dopantes sont assujetti à se mouvoir sous l'effet

d'un gradient de sa concentration. Dans les semiconducteurs, la diffusion est décrite par

les deux lois de Fick. A une dimension, ces lois sont données par.

Pour les faibles concentrations, D est constant et la seconde loi de Fick s'écrit sous la

forme.

On remarque alors une diminution des étapes technologiques comparativement aux

deux autres La concentration en atomes dopants est contrôlée par les valeurs des débits

des gaz reactants introduits dans le réacteur comme on l'a déjà vu au paragraphe (ý I 4

du chapitre I)

Comme nous venons de le voir, le dopage par implantation ionique nécessite, en plus

d'un equipement très avancé et compliqué, de modèles théoriques très élaborés pour

pouvoir exploiter des résultats fiables dans les processus de production industrielle et qui

sont issus de choix préalables des paramètres d'implantation A l'inverse de CI.! mode de

dopage. le dopage in-situ, qui consiste à introduire le dopant pendant le même temps où

le dépôt est formé, ne nécessite ni des équipements additionnels performants ni les

hautes températures utilisées dans les dopages par ditfusion thermique

Chapitre Il

11.2.3- Dopage par mode "in-situ" :

I

I

I

I

I

I

I

I

I

I

I

I

I

I

I

I

I

Il.3.1- Effet du champ électrique:

(11 7)

(11.9)

(Il 8')

(11.18)

(11.10)

Effets du dopage et_d'oxydation

(pour les donneurs)

(pour les accepteurs)

D =D,(I +

ý

C

)

= D,d,.C2 +4,,2

I

KT C" - (ý+ J(('" - (ýr + 411,ý

¢ = - -ln -----!..------q 2/1,

= -J)it·/) _ _!L DC

è¢) ,

cl" KT' v&

34

Très tôt. il a été constaté que cette loi donne une description insuffisante du

processus de diffusion. A forte concentration de dopant. il a été observé un importantaccroissement du coefficient de diffusion D. Les causes de cet accroissement peuventêtre interprétées par les raisons suivantes:

La première interprétation de cet effet a été donnée par Lehovec et Slobodskoy [3 I]

qui ont montré que le champ électrique interne causé par la distribution du gradient de

dopant, lui-même fait augmenter la diffusion et la relation (11.6) devient:

ou

où ¢ est le potentiel électrostatique, Di le coefficient intrinsèque de diffusion et ('." et Cusont les concentrations d'accepteurs ou de donneurs respectivement. ¢ est donné par la

solution de l'équation de Poisson combinée avec l'équation de quasi-neutralité de

charges:

Le coefficient de diffusion qui devient dépendant de la concentration sera donné par

I

I

I

I

I

I

I

I

I

I

I

I

I

I

I

I

I

"

35

Il,

(11.13)

(Il.12)

(11 11)

et

1+ j p)D=/)

1_n,, l+P

En utilisant le coefficient de diffusion intrinsèques D, valable pour les cas où (.

Associée à l'effet du champ, nous pouvons obtenir la relation globale suivante :

ct en supposant que la diffusion est uniquement véhiculée par les lacunes neutres et les

lacunes ayant une seule charge positive, nous obtenons la relation suivante relative à

notre cas (dopage au bore) :

où /Y est le coefficient de diffusion associé aux lacunes neutres, Dt celui associé aux

lacunes de charges positives, J)- celui associé aux lacunes de charges deux fois négatives

et D: celui associé aux lacunes de charges négatives respectivement.

Il.3.2- Effet des lacunes:

L'effet des lacunes est introduit par la présence d'un mécanisme d'état d'impuretés

lacunaires à charges multiples où la diffusion est supposée réalisée par l'interaction d'un

ensemble de diffuseurs donnée par'

où d]. est appelé facteur d'accroissement du champ.

ÇhapitreýIý] ý3S

r

r

r

r

r

r

Il.3.3- [lfet des fortes concentrations:

EtTets du dopage et d'Qýdation

36

(1114)

(11,16)

(II 15)

(£_)"' = ..c· C·et

(' (' ((' )"'-=-'+m _"('. c: c·

a'1 = -Li--:»

à'

A fort niveau de dopage, la solubilité pourrait être dépassée et le surplus de dopant se

precipitent et forment des composés siliciés tels que SiB4 et SiB6 comme on l'a déjàmentionné au (ý14 b-2) du chapitre I L'équilibre serait ensuite très vite établi a

températures élevées La formation des clusters et le maintien d'une certaineconcentration de ces clusters en équilibre avec le processus de diffusion permet de biendecrire la réduction du coefticient de diffusion au moment où cet équilibre est etabli et

au de-là En supposant que les impuretés diffusent uniquement par substitution, nous

pouvons écrire l'équation de diffusion sous la forme

Comme la concentration totale d'impureté est donnée par la somme des atomes en

position substitutionnelle et en forme de clusters, nous obtenons la relation suivante

L'effet de formation des clusters réduit considérablement le coefficient de diffusion à

haute concentration de dopant parce que le gradient de concentration des atomes de

dopage varient constamment selon la relation donnée par :

où ( '\' est la concentration des impuretés en sites substitutionnels, Cc est la concentrationdu cluster formé de m atomes et C· la concentration d'équilibre initiale caractéristiqued'un début significatif de formation de clusters.

102_ ........ ....... _"...... __

Figure Il.3- (a) Effet du champ électrique seul, (b) du champ et des lacunes ensemble et

(C) du champ, des lacunes et du cluster simultanés sur la diffusivité du bore dans le

silicium [37).

La figure Il.3 montre les variations du coefficient de diffusion du bore en fonction de

la concentration en tenant en compte l'effets du champ électrique seul selon la relation

(II 10), puis l'effet du champ associé à celui des lacunes selon la relation (11.13) et enfin,

les effets simultanés du champ, les lacunes et le cluster selon la relation (11 16) sur la

diffusivité du bore dans le silicium.

37

37

11)'

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(c)

(a)

(b)

Chapitre Il

OEP' .. \ .. m,

,"I

Effets du dopage eul'oxydatiol!

"

I

...'r_

(a) J:...r.

.!"'"v

ýv

38

,.

TI'C)

(b)

_,11'-- ...._ __ý ý Iý ,ý

38

La figure Il.4 montre les variations la concentration du bore en fonction de laprofondeur dans le silicium obtenues en combinant l'ensemble des trois phénomènesdécrits juste plus haut ainsi que les énergies d'activations des deux types de lacunesneutres [Jo et ayant une seule charge positive /) t

"

Figure II.4- (a) Distribution du bore en fonction de la profondeur dans le silicium et (b)les variations du coefficient de diffusion intrinsèque Di en fonction de Iff et relatif aux

lacunes 1)0 et D+ [13, 37].

11.5- Effet de la structure cristalline:

La structure cristalline du silicium monocristallin caractérisée par un arrangement

eleve des atomes dans un reseau cristallin diffèrent complètement du silicium

polycristallin qualitativement formé de grains et de joints de grains. La ditlusivité du

bore observée dans les films minces du silicium polycristallin est d'environ 100 fois plus

elevee que celle trouvée dans le silicium monocristallin La diffusion à l'interieur des

grains est supposée comparable à celle qui se produit dans un rnonocristal Et comme

ces grains sont généralement petits, seulement un temps très court est nécessaire pour

que les atomes dopants, qui pénètrent de tous les côtés à diffuser à l'intérieur En

conséquence, la diffusion devient limitée par les joints de grains, la structure des grains

ct leur texture. Ces quantités, en quelque sone sont dépendantes de l'ensemble des

conditions de dépôt, telles que la température de dépôt T d, l'épaisseur W Il et des

traitements d'oxydation post-dépôt.

Quand la surface du silicium fait l'objet d'oxydation thermique sous atmosphèred'oxygene sec, la difTusivité des toutes les impuretés usuelles s'accompagnent d'un

accroissement accru Cc phénomène est probablement dû à un excès de défauts de

lacunes générés à l'interface Si02/Si pendant le processus d'oxydation ou même a un

elfe! de stress dans l'oxyde formé et observé entre les zones fraîches récemmentconstituées ct les zones stables en équilibre thermodynamique La croissance des défauts

est souvent accompagnée par une génération de sites interstitiels au silicium Dans le cas

des tortes concentrations en bore, l'effet d'oxydation toujours traduit par une

augmentation de la constante lineaire (B/A) [3,7, Il,32,J3,34.3SJ, elle-même qUI semblerelativement liée à la relation de dependance du niveau de Fermi à la concentration des

lacunes et a la distorsion du réseau cristallin du silicium Plusieurs autres phénomènesIles a l'effet des oxydations thermiques sur le coeflicient de diffusion du bore dans le

silicium dans le cas des fortes concentrations restent encore inconnus La déterminationde ces phénomènes requièrent encore d'autres efforts de recherches plus approfondis

39

_____ 39

Il.4- Effet des oxydations thermiques classiques:

Cý9pjtýrýeýIIý _

40 ýE2ffiýeýtsýduýdýoýpýagýeýetwdý'yoýxyýdýaýtiýon

Expérimentalement, la mesure du coefficient de diffusion J) dans It! silicium

polycristallin à structure diversifiée dépend très largement de l'histoire du dépôt du film

Cette diversification conduit à l'obtention des valeurs qui diffèrent d'un auteur a un autre

Ainsi, ce problème peut être résolu à la fois, par la maîtrise préalable et la normalisation

des conditions pré-dépôts d'abord et post-dépôts ensuite.

40

CHAPITRE III

DONNEES EXPERIMENTALES, MODELISATION,ANALYSE ET INTERPRETATION DES RESULTATS

OBTENUS.

111.1- Introduction:

111.2- Méthodes expérimentales:

Données expérimentales, modélisation, analyse et interprétation desrésultats obtenus.

43Chapitre III

Dans ce chapitre, nous allons commencer par la présentation des techniquesexpérimentales utilisées pour la réalisation de ce travail Nous présentons ensuite, lesresultats qui ont pu être obtenus et nous les examinerons de façon systématiqueL'analyse critique de l'ensemble de ces résultats nous a permis de proposer un modèletheorique basé sur qui a été tout récemment publié dans la littérature spécialisée, pourdéterminer le coefficient de diffusion du bore dans les films Si-LPCVD fortement dopésin-situ au bore et traités thermiquement L'effet des grains et du joint de grain sera aussimis en évidence et enfin, une comparaison des résultats obtenus avec ceux connus seradonnée et débattue

Dans ce travail, nous avons utilisé des films rrunces du silicium polycristallin(polysilicium) obtenus par décomposition chimique de la silane (Sil-L) sous forme d'un

mélange gazeux avec une réaction chimique à taux équilibré de SiHt-3% BCI1-N2 (0 I

I/min de Sil-l, contre 009 l/min de 3% BCI3-N2) La couche de matière deposee a étéproduite par technique (LPCVD) de dépôt chimique en phase vapeur à basse pression(-lOa m'Torr). Ce processus de dépôt permet d'obtenir des films simultanément dopés in-

situ au bore. Avec ce taux de BCI3, la teneur définitive en bore est autour de 2 x 10211 at

cnr' L'épaisseur du film a été mesurée par un talystep mécanique de type (Taylor-Hobson 1661). Elle est approximativement égale à 210 nm pour les films déposés à la

température Td = 520°C et à 200 nm pour ceux déposés à Td= 605°C

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I

- Les mesures de résistivité ont été réalisées à travers un banc classique des quatre-

pointes en forme carrée (voir figure Ill.I-a).

Comme il a été rapporté dans d'autres travaux [11,17), les premiers dépôts

correspondent à une structure hétérogène constituée de quelque grains polycristallins

noyés dans une phase amorphe, elle-même résultante d'un taux de nucléation

nonuniforme pendant le processus de dépôt, alors que ceux déposés à TJ - 605''('

correspondent à une structure ayant une meilleure "qualité cristalline" caractérisée par la

presence de nombreux grains, petits et uniformes due a un taux eleve de nucleation et de

cristallisation.

Après l'étape de dépôt, ces films ont été soumis à des oxydations thermiques sous

oxygène sec (Dry 02) à différentes températures et durées oxydation (840uC, 945°C ct

10SOUe) Une étude complète de la cinétique d'oxydation de ces films est rapportee dans

la référence [II]. Après l'étape d'oxydation, les couches d'oxydes ont été enlevées à

l'aide d'une solution appropriée d'acide hydrofJuorique pour les préparer ensuite, à des

caractérisations électriques antérieures. Toutes les couches restantes du silicium

polycristallin ont été caractérisées à travers l'étude de la résistivité et les profils SIMS de

dopage.

Analyses des résultats

Les couches de polysilicium sont déposées sur des substrats nus ou oxydes de

Silicium du monocristallin Dans ce dernier cas, l'épaisseur de la couche d'oxyde

thermique qui sépare le poty-Si du mono-Si est de l'ordre de 100 nm, et toutes les

plaquettes utilisées dans cette étude ont une orientation cristalline « I 1 1-;, et légèrement

dopées (p ý IOn cm) Dans la réalité, pour le cas des films déposés sur substrats nus du

silicium monocristallin, nous devons nécessairement prendre en compte l'existence d'une

couche d'oxyde native très mince de l'ordre de 1-7 5 nrn, inévitablement presente a

l'interface poty-Si/mono-Si Cette épaisseur d'oxyde relative à la première serie de dépôt.

notee (poly-Si/c-Si) est generalement très petite devant l'epaisseur de l'oxyde thermique

de 100 nm de la deuxième série notée (poly-Si/SiOý) Plus de détails concernant la

production de ces films et leurs propriétés structuralles ont été publiées dans la reference

[ 17 J

44

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I

4=6ý ýAnýaýlyýsý'eýsdýsrésultaýý

- Les profils en profondeur de la concentration du bore ont été obtenus en utilisant un

microanalyseur CAMECA lM 5300 de spectrometrie de masse d'ions secondairesappartenant à l'INSA de Toulouse (France) Le principe de cette sonde ionique ct la

technique de mesure qui lui est associée est illustree sur la figure III l-b.c et d Le

faisceau de bombardement d'ions primaires est constitue d'un faisceau de 02 t dt; I () KeYd'un diamètre de 2S IJm avec un angle incident orienté de 30" par rapport a la normale

de l'échantillon (pour les analyses du phosphore, un faisceau d'ions primaires du césium

avec une énergie et une intensité de courant de 10 KeY et I IJA respectivement a été

utilise) Ce faisceau est distribué sur une région de 250 x 2S0 IJm2 Sous l'impact des

ions primaires, le film sera pulvérisé et les ions secondaires émis seront alors collectés à

travers une ouverture circulaire de 70 IJm diamètre et ensuite focalisés sur un doubleprisme magnétique qui assure leur filtration de masse Typiquement, ces ions pulvérisés

sont associés à un détecteur d'ions positifs secondaires approprié pour optimiser la

sensibilité de détection du bore A la sortie, toutes les contributions de couchesrcdcposées sont minimisées

La profondeur du film est étalonnée par rapport à l'épaisseur de films temoins, ct le

profil de concentration du bore est étalonné par rapport à la concentration d'échantillonsrctérenciels Avec ces conditions expérimentales, c'est-à-dire en tenant en comptel'erreur de reproductibilité d'une manipulation à une autre, l'erreur estimée pour la

mesure de la profondeur du cratère, la variation de l'érosion des couches pulvérisées des

differentes matrices, nous pouvons conclure que les valeurs mesurées sont dans les

marges des 10% de la tolérance nominale permise La limite la plus basse de la

concentration du bore qui peut être mesurée est de l'ordre de I x 1015 at. cnr ' (I x 10 III

at CIl1-ý pour Ie cas du phosphore).

111.3- Analyst.'s dt.'s rrsultats rxpérimrntýlUx :

111.3.1-. Principêlles caractéristiques drs profils SIMS de dopage:

Dans ce qui suit, nous allons donner une description des principales caractéristiquesdes résultats qui ont pu être obtenus directement à partir des profils SIMS de dopage.

45

Ol4\ll\ttrt: &I\.J.Iýo.I

[Awltn ,x J .m ..... iC

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J,.:ý",.W J'M'"

-';U".J...6oI",.

45

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(b)

(d)

I"" .. ",,ýI

(Oi""U\ ..... ""

.& ...... "' .. ý

ý, ...... IliMlvk

IS)...: .. ", til: ý ... ..:

puYI ..... "

(a)

Figure 111.1 Manipulations expérimentales: (a) mesure de ppar technique des quatre-pointes, (b) principe de la sonde ionique, (c) surface analysée de l'échantillon et (d)

appareillage de la technique SIMS utilisée.

Chapitre III

"

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I

"

111.3- Analysf's df's rfsultats uoérimf'ntaux :

111.3.1-. I)rincipales caractéristig lies df's profils SI M S df' dopage:

Dans ce qui suit, nous allons donner une description des principales caractéristiques

des résultats qui ont pu être obtenus directement à partir des profils SIMS de dopage.

_______________________ .!..Anýa!!,lyJ_!seý'ýs _ýý'\_ résultats

_ Les profils en profondeur de la concentration du bore ont été obtenus en utilisant un

microanalyseur CAMECA lM 5300 de spectrometrie de masse d'ions secondaires

appartenant à l'INSA de Toulouse (France) Le principe de cette sonde ionique ct la

technique de mesure qui lui est associée est illustree sur la figure 111 l-b.c et d Le

faisceau de bombardement d'ions primaires est constitue d'un faisceau dt: 02 t de I () KeV

d'un diamètre de 2S urn avec un angle incident orienté de 30" par rapport a la normale

de l'echantillon (pour les analyses du phosphore, un faisceau d'ions primaires du cesium

avec une énergie et une intensité de courant de . 10 KeY et 1 ýA respectivement a étc

utilise) Ce faisceau est distribué sur une région de 250 x 250 ým2 Sous l'impact des

ions primaires, le film sera pulvérisé et les ions secondaires émis seront alms collectés à

tl avers une ouverture circulaire de 70 urn diamètre et ensuite focalisés sur un double

prisme magnétique qui assure leur filtration de masse Typiquement, ces ions pulvérisés

sont associés à un détecteur d'ions positifs secondaires approprié pour optimiser la

sensibilité de détection du bore A la sortie, toutes les contributions de couches

rcdcposées sont minimisees

La profondeur du film est étalonnée par rapport à l'épaisseur de films temoins, ct le

profil de concentration du bore est étalonné par rapport à la concentration d'échantillons

rcfcrenciels Avec ces conditions expérimentales, c'est-à-dire en tenant en compte

l'erreur de reproductibilité d'une manipulation à une autre, l'erreur estimee pour la

mesure de la profondeur du cratère, la variation de l'érosion des couches pulvérisées des

drflcrentes matrices, nous pouvons conclure que les valeurs mesurées sont dans les

marges des 1 Oý/O de la tolérance nominale permise. La limite la plus basse de la

concentration du bore qui peut être mesurée est de l'ordre de 1 x 1015 at. cnr' (1 x lOll,

at cm' pour le cas du phosphore)

46I

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I

111.3.1.1- ElTet de la nature du dopant:

111.3.1.2- Effets du substrat t't de la durée d'oxydation lm. :

Ces résultats sont illustrés dans les figures données ci-dessous, sur lequelles nous

pouvons voir :

47

_______ 47Chapitre III

La figure Ill. 2-a, montre les profils SIMS de dopage des films Si-LPCVD fortement

dopes in-situ au bore avant tout traitement thermique d'oxydation. La concentration du

dopant semble être homogène et constante sur l'entière épaisseur du film. Le niveau de

dopage semble aussi être maintenu à une valeur égale à 2 x 1020 at. crrr '. Ceci ne montre

donc, aucune dépendance évidente des profils de concentration de dopant avec la

temperature de dépôt TJ des films et la nature du substrat. A l'inverse de cette situation,

cc comportement n'est pas observé sur les films Si-LPCVD fortement dopés in-situ au

phosphore et qui paraissent totalement inhornogènes et irrégulières sur toute l'épaisseur

de la couche (voir figure 111 2-b)

Après traitements thermiques d'oxydation, la distribution du dopant initialement

présente, évolue dans les films Dans la presque totalité des cas, nous pouvons voir une

accumulation de la concentration du bore proche des deux régions de surfaces du film a

la surface et à l'interface film/oxyde-substrat Alors que, dans la région intermédiaire, la

concentration du bore diminue indiquant un net appauvrissement Cette nouvelle

distribution est attribuée a l'effet attractif connu du bore par l'oxyde qui provoque un

phenomene de diffusion accrue du dopant du volume vers les deux côtés des interfaces

Pendant chaque traitement thermique, d'abord on observe que l'oxyde d'interface,

plus mince dans les échantillons (poly-Si/c-Si) constituant une barrière très tine est

toujours brisée, même aux températures T 0\ les plus basses. Par contre, pour les couches

d'oxyde les plus épaisses, on voit qu'elles tiennent au début pour les durées d'oxydation

faibles, constituant ainsi une barrièe au dopant mais elles finissent, elles aussi par céder,

si les durées d'oxydation sont suffisamment longues (tox = 16h). Après rupture, nous

remarquons l'apparition d'une distribution de profil de type Gaussienne qui caractérise la

ditruýion du bore dans le substrat monocristallin située sous la couche polycristalline.

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I

4ý8 ýAnýýalýyýseýsLdýeýsýrýéýsýuýltýatýs

Cc type de comportement est en général, associé à la durée d'oxydation ct à la

surface du substrat qui est illustré sur les figures 1I1.3-a et b.

111.3.1.3- Effets de la température de dépôt Ttl :

Comme nous l'avons déjà mentionné plus haut, les différences microstructurales sont

de taille entre les échantillons déposés à T d= 520°C et ceux déposés à T d

= 605vC et qui

concerne la proportion de grains ct des joints de grains dans ces deux dépôts

Nous avons vu que les premiers contiennent peu de grains et joints de grains

compares à ceux deposes a 'l'd =- 605°C Ceci, va nous permettre de spécifier l'ampleur

de l'effet du joint de grain sur le comportement de la ditTusion du dopant Comme nous

IWU\ ons l'observer à travers les figures III 4-a ct b, pour le même niveau initial de

concentration, les queues de profils de concentration du bore dans le substrat du silicium

monocristallin situé en dessous du film sont toujours plus bas dans les films déposés à T d

605"C que ceux observés pour films déposés à Td = 5:WoC Ces différences peuvent

probablement être ducs ù l'interaction du dopant avec les joints de grains

111.3.1.3- Effet de la température d'oxydation Tm :

L'effet de la température d'oxydation To\, est illustré et présenté sur les figures III 5,

6 et 7 suivantes. Comme on peut le voir, les profils SIMS de dopage au bore réalisés sur

des films déposés à T d= 520°C et oxydés à T 0\

= 840°C (voir figures 1I1 2 a ct b) pour

deux durées d'oxydation to'\ I= 61 min et to'\2 = l6h présentent un pic de concentration

d'environ 3 x 1020 at crrr' situé près de la surface du film sur une profondeur de lOa

XO nrn, suivi d'un plateau de 2-2 5 x 1020 at crrr' sur une épaisseur de 100 run, et enfin

suivi par un autre pic de concentration d'environ 3 5 x 102U at crrr' il l'interface

film/oxyde-substrat Pour les films déposés à T d= 605°C, le profil reste pratiquement le

même qu'à celui des films déposés à T d= 520°C avec des valeurs de concentration de 2-

2 5 x 1020 at. crrr-', 1 x 1020 at. crrr ' et 1.5-2.5 x 1020 at. cnr ' à la surface, en volume et

à l'interface respectivement. Les figures 111.6 a et b montrent aussi, les profils SIMS de

dopage du bore des films déposés aux mêmes températures précédentes (T J=- 520 et

48

49

49

O.M

0.8

0.7

0.7

0.6

0.6

0.5

0.5

0.4

0.4

__ Td = 520 °C/Si02Td = 605 °C/Si02

Td = 520 °C/e-SiTd = 605 °C/e-Si

Profils SIMS des films P-LPCVDavant oxydation thermique

__ Td = 520 °C/Si02Td = 605 °C/Si02

Td = 520 °C/e-SiTd = 605 °C/e-Si

Profondeur (um)

Profils SIMS dell films B-LPCVDavant oxydation thermique

Profondeur (um)O.l

O.l

\

0.2

0.2

\

0.1

0.1

1011ý __ ý ý ý ý ý ý __ ýý __ ý

o

IOUý--ý __ ---'----ý-----r-- __ '- ý ý __ ý

1011ý __ ý ý ý ý ý ý ý __ ý

o

Figure 111.2- Profils SIMS de dopage des flms Si-LPCVD fortement dopés in-situ au

bore (a) et au phosphore (b).

Chapitre III

I

I

I

I

I

I

I

I

I

T LI - (,US "ClSi02

Id

Id'L-ý--ýýýý--ýý--ýýo 0.1 U.2 U.J U." O.S 0,1) U,7 U.H

Prufulld e ul· (wu)

_ . Td = 520 °C/Si02

_ Td = 5200C/c-Si

50

Profils SIMS des filmsIJ-LPCVD dél!!!S4's il Td=520oCuwdés illTol : H40 oc. 61milll

Profils SIMS dn film- B-LPCVDdévysk il Td=6Sri°C l·t until's Il

(TUI : 840 oC ("min!

Figure Ill3- a et b : Effets du substrat sur la distribution du bore dans les films Si-

LPCVD obtenus par technique SIMS de mesure et oxydees à Tox = 840°C.

Id'.--..---..---..---..---..---..---..-----,

IU-L_ý--ý--ýý--ý--ýýýu 0.1 0.2 U.J O." U.S 0.6 0.7 O."

l'rufundeur (wn)

50.ý ýAnýýalýyýseýSgçýLésultats

Id' Idl

Profils SIMS des film, B-LPCVDdél!!!S4'S il Td=605°C et Cr\,Lll'ý it

(ToI: H40 oC, 1(,1'1

AA Idý

Idýu u

J J _ Td = (,Oý UCll:-Si

lU' Id

Td = 520 °ClSi02

lU Id

Profils SIMS des filmsTd = 605 °ClSi02B-LPCVD dt-1!!!S4's il Td=520°C

oXl'dk Il (Tox: H400CI 16hl

Id' IdU lU U.2 U.J U.4 e.s U.b U.7 o ... 0 0.1 0.2 O.J U." O.S 0.6 0.7 U.H

Profondýur (urn) I·rufond ...ur (wn)

I

I

I

I

I

I

I

I

I

I

I

I

I

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I

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I

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I

I

51

SI

0.1t

I.N

0.7

'.7

0.6

0.6

0.5

0.5

Td = 605 °C/Si02

0.40.3Profondeur (um)

.·rofundcur (Yin)

_ Td = 605 °C/t-Si

Profiles SIMS des filmsB-l..PCVD et ondés lÀ

'Tol=94ý ·C : 12' 45"1

0.3

ProOles SIMS dg fUms

B-LPCYD ýt OD'd" il

(Tol=94ý OC : 12' '15"1

0.2

0.2

0.1

U.I

10"ý--ý----ý----ý----ý----ý----ý--ý----ýo

IO"ý __ ý ý -L ý ý ý __ ý _J

,

10Jlý __ -, __ --ý----_r----ý----ý __ --r- __ -' ý

IOu.----,----ý----_r----,_----ý----._--ý----ý

hJIU"

Figure 111.3'- a et b : Effets du substrat sur la distribution du bore dans les films Si-

LPCVD obtenus par technique SIMS de mesure et oxydees à Tox = 945°C.

Chapitre III

I

I

I

I

I

I

I

I

I

I

I

I

52

U.H

O.H

U.7

0.7

0.6

0.60.5OA

UA 0.5

Profondeur (um)

Analyses des résultats

___ Td = 520 °C/e-Si

Td = 605 °C/Si02

_ _ . Td - ý10 °C/Si02

Profiles SIMS des filnllB-LPCVD et ondé. à

ITos=10S0 oC: 12' 4S'"

Profondeur (um)

_ Td = 60S °C/c-Si

U.l

Profile. SIMS de. filmsB-LPCVD et ondé ...ITos=1050 oC: Il' 4ý'"

U.l0.2

U.20.1

0.1

10Jl.----,----ý----_r----,_----._-- __ r_--_.----ý

10J'ý---'----ý-----r----'-----ý----r----'-----'

10"ý--ý----ý----ý----ý----ý--ýý--ý----ýo

lU"ý--ý----ý-----L----ý----ý----ý--ý-----JU

Figure 111.3"- a et b : Effets du substrat sur la distribution du bore dans les films Si-

LPCVD obtenus par technique SIMS de mesure et oxydees à Tox = I050°C.

52

I

I

I

I

I

I

I

I

I

I

I

I

I

I

I

I

I

I

I

Prolib SIMS dcý lihns(U-I.PCVDlSiOl) USldc\

Ii l1'os-8400(' i 16hl

"l'd - 605 oC

53

Id'

ld'L----''---___.---o.-ý---'----.--ý---JU U.l 0.1 OJ O... 0.5 0.6 0.7 O.H

ProfuDtlrur (wu)

Id'

ProlDs SIMS des lUnas

lII-LPC'VD/SiOl) ondés

à l1'os-84O"(, i 61minl

Td - 6(15 -c

lU .,_______._--'-_-'-_.....___..._____.._--'-_....Ju 0.1 0.1 U.J O... U.5 0.6 0.7 U.8

prorUftllrur (WII)

53

Figure I1I.4-a et : Effet de la température de dépôt T d sur la distribution du bore dans les

films Si-LPCVD obtenus par technique SIMS de mesure (a) pour Td = 520°C et (b)

pour Id = 605°C et oxydees à Tox = 840°C.

Chapitre III

Id' Id'ProlDs SIMS del lUms

'" (B-LPCVIl/c-SI) ondtl '"ý Id'

Ii l1'os-84UO(' i 61minl ý uru u

:! j

Id' Id'1'd - 6(t5°C

promý SIMS d,,, lilnL'lU' lUi

IIJ-U'('VD/c-Sil uýldèl;"l'd - 6(15 oc

Ii l1'os"'IUO"C ; 16hl

lU' Id'0 0.1 U.l UJ U." U.5 U.6 U.7 U.8 0 U.I U.l U.J U." 0.5 0.6 0.7 O.H

Prufunclrur (WII) Prufuntlrur I UIII)

I

I

I

I

0.80.7

_ Td = 520 oC

Profile. SIMS dc, film\B-LPCVD/Si02 oxydé,

il ITox=IOSO oC: 12' "'5"1

0.60.5

Td = 605 -cId

Idýý--ýýýý--ýý--ýýo 0.1 0.2 O.l 0.-4 O"ý O.() 0.7 0.8

Profondeur (um)

0.4

hJ Id

_ Td = 520 °C/Si02 (lb llmio)

Td = 605 °C/Si02 (lh llmin)

O.l0.2

Profils SIMS des films B-LPCVDoxydés à Tox=1050 oC

Profondeur (um)

_ Td=520oC

0.1

IOU r:-----,----r-----r----r----r---ý- .__-____,

55

10·7L-_ý __ ý __ ý __ ý __ ý __ ý __ ý_ýo

Td = 60s oC

Profilcs SIMS dcs filmý8-LPCVD/c-Si oxydé\

,I ITox=)OSO oC: 12' "'5"1

Il 0.1 0.2 O.l 0.4 0.5 0.6 0.7 0.8Protoudeur (um)

III

III

Figure 1I1.4"-a et : Effet de la température de dépôt T d sur la distribution du bore dansles films Si-LPCVD obtenus par technique SIMS de mesure (a) pour TJ = 520°C et (b)

pour T d= 605°C et oxydees à Tox = 1050°C.

ýCýhaýpýitýrýeýUýI ý55

ýu

j Id

I

I

I

56

Figure 111.5- Effet de la durée d'oxydation lox dans les films B-LPCVD oxydes à Tox =

840°C et (a) pour lox = 61min et (b) pour lox = 16h.

I

IS6 Analyses des résultats

IHjl 141'

ProDl! SIMS dn Rim! Profil. SIMS des fibns

I

!:LýCVI! ,5ýOOC/c-Sil B-LlýUI! ,(,(,ývC/l:-Si»" rt olýd;'!1 Ii TOI-IIýO"C ri ullýdn il TmýN",OVC

fi\ uiý

.d"loi loi

IJ Jj

(l6h)

Id .d

I j.d Id

I(6Imin)

.

IId' .d

0 lU 0.1 O.J o.ý 0.5 0.6 0.7 O.H 0 0.1 0.1 0.3 o."' 0.5 0.6 0,7 O.N

Profundrur (wn) Profundeur (wu)

I

IIdl .d'

Profils SIMS des films Profils SIMS dl"ý filmsB-LPCVD l510"C/SiOl} B-LPCVD {(,I)5°c/Si02l

"

ri olýdfos il TU1:;8ýOoC l"11,,;ýd':'S il TlIlýH",O°C

fi\ .d fi\ .d" "loi loi

J J

1

lU' _ (16h)Id

_ (16h)

Id __ (61min) Id

(61000)

.d' .d0 0.1 0.1 0.3 o... 0.5 0.6 0.7 O.H 0 0.1 0.1 0.3 o... 0.5 U.6 U.7 U.H

Profondeur (wn) l'rorond,,ur (wu)

56

Figure 111.5- Effet de la durée d'oxydation tox dans les films B-LPCVD oxydes à Tox =

840°C et (a) pour tox = 61min et (b) pour tox = 16h.

I

I

I S6 Analyses des résultats

I Ici' 1dl

ýIJ!OI! SIMS dn films Profi" SIMS des films

II:ýýýý (ýlOOClc-Si) B-LPCVD j(,Uý"CIý'-Sil

'. rl ,n;ýd"s it TUll=IWO"C el u,ýdn Il Tu\ýK.Ur'Cfil Ici

ýI;

e "I :! J

j (1611 )IIi .d

I jlU· .d

I(61min)

.

I lU' lUU O .i 0.1 0.3 1.4 0.5 1.6 0.7 U 1 0.1 0.2 0.3 O." 0.5 0.6 0.7 0.11

l'rofuod.ur (wn) Profondeur (WII)

I

I .ci'Hjl

Pl'Ofib SIMS des fibns Profib SIMS dt's fibns

I

B-LPCVD (ý20"CISi02) B-LPCVD jMI5°ClSi02}"

et olll'dés Il T01=840oCel OI1:d .. s il TII\ýK"O°C

fil Ici filý ýu "

:! Jj lU'

lU

j _ (16h).d __ (61min)

111

(610tin)

Id" .d0 u.r 1..1 I..J 1.4 0.5 CU 0.7 0.8 0 lU 1.2 0.3 1.4 e.s 0.6 0.7 0.8

Prufund.ur (wn) I·rofond ..... (UIII)

57

_ (Ih))')

Proflb SIMS deý lill.",11-1.1'( 'VI) (6U5°( '/Si(2)

ri uudn à 1'''LýHI5UO('

(12' .. 5") .

Id' .

.ti'r---,----r---r---.---ý-_._-r__.

.d:ý--ýý-ý--ý--ý--ýý--ýo o.. 0.2 0..1 O." 0.5 0.6 0.7 0.11

prorulUleur (WII)

Proflb SIMS drs liInu

II-I.P('V)) (S20°c/Si021ri undes à 1'01"1050°('

(12' "S")

57

.1i·'L_--ý--ýýýý--ý--ý--ý-ýU 0.1 0.2 o.J O." 0.5 0.6 0.7 0.8

ProfuMeur (_)

Figure lIIS:- Effet de la durée d'oxydation tox dans les films B-LPCVD oxydes à T 0\=0

945°C et (a) pour tox = 61min et (b) pour tox = 16h,

Figure 111.5":- Effet de la durée d'oxydation lox dans les films B-LPCVD oxydes à Tox =

1050°C et (a) pour lox = 61min et (b) pour tox = 16h.

Chap-itre III

IIi' 11/1 ----,---

lmllllliiMIi lia ilia ..1·I.l(·ý1! 'ýJr!:l:il!m l'rulUs SIMS dr. lilmý

fYl si .. ntlp ... 'l' ..... 9 ..ýO(. fil . 11-1.1'( 'VI) ,,,,SO( "'i021

i IIi'h

el ulI.ldn .. Tuaý,)-45°( ,

u IIrj Jj re"

j- (Uh06') Ill'

Ill"

Ill" _ (Uh 1)6')

lU"

(11' "5")(12' .. 5")

lU"" .1'

U u ." lU 0..1 O ... 0.5 0.6 0.7 0.110 o." 0.2 0..1 U ... U.5 u.6 Il.7 O.H

r .... r-.leur (um) l'rurundrur (WII)

.Ii'

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j

î

.Ii'

.d"

Itf

I

I

I

I

I

I

I

I

I

I

I

I

I

58

O.H0.70.60.5

Td = 520 °C/Si02 (93min)

Td = 520 °C/Si02 (6Imin)

o ...

Prulil!! SI MS dei IiIm!! B-lPCVD(Td = S20°c/Si02) uudé!! ai

Tullo: 840 oC ct 10500C

Analyses des résultats

_ Td = 605 °C/Si02 (93min)

Profondeur (um)0.30.20.1

10"ý--ý----ý----ý----ý----ý----ý----ý--ýo

10"0 0.1 0.2 0.3 O." 0.5 0.6 0.7 O.H

Profondeur (um)

IOu

Prolils SIMS des films B-lPCVD(Id = 60soC/Si02l oll.l:dés ai

Toll. : H.a0 -c ct 10SOoC

102u

hj

101' _ _ Td = 605 °C/Si02 (6Imin)

Figure 111.7- Effet de la température d'oxydation Tox dans les films B-LPCVD déposés à

Td = 520°C/Si02 et (a) et (b) pour Td = 605°C/Si02.

58

I

I

I

I

I

I

I

I

I

I

I

I

I

111.3_2-_ Mesures de résistivité:

En plus de l'effet d'oxydation thermique, nous nous sommes aussi intéresses à

examiner l'effet de la température de dépôt T J et de l'épaisseur du film \Vp sur les

variations de la résistivité.

Les figures III.8-a et b montrent les variations de la résistivité aux deux températures

précitées des films B-LPCVD en fonction de tox et oxydés à Tox = 840 et 945°C. Pour

Tox = 1050°C, parce que la plupart de la couche du silicium polyscristallin a été

59

59

Les propriétés électriques ont été aussi étudiées à travers les mesures de résistivité

realisees à l'aide d'un banc classique des quatre-pointes en forme carrée. En réalité, l'etTet

des oxydations thermiques sur les propriétés électriques des films représente, d'une autre

manière, le comportement image de celui qui a été obtenu avec les profils SIMS de

dopage de l'impureté dans ces structures

Encore, des résultats semblables ont été observés à ceux illustrés sur les figures III 5,

sauf qu'un profond appauvrissement en dopant est observé en volume, pour les films

déposés cl T J= 605°C sur substrat oxydé et traités pour un temps assez long tuý "" (13h

Oornin) Sur les figures Ill. 7-a et b, nous présentons les résultats des profils SIMS de

dopage au bore des films déposés également aux mêmes températures T J_ 520°C ct

60S'T et oxydés a To ....- IOSQue pour deux durées d'oxdation différentes. tu .... 1

(93min)

et lü .... 2=_ (16h) Nous pouvons remarquer que la plupart des caractéristiques observées

précédemment restent les mêmes sauf que, comme il a ete prévu pour le cas des temps

d'oxydation longs ou la perte du dopant en volume semble être plus prononce (10 .... 2_:

I oh) La concentration du bore évaluée dans les trois regions caractéristiques est donnee

egale a 2-3 x 10 20 at. crrr ', 4-6 x 101') at crrr ' et 5-50 x 10 20 at crrr ' respectivement.

Inversement, ce comportement caractéristique indiquant une chute profonde de dopant

en volume et observé avec les temps longs d'oxydation et qui parait relativement trop

faible pour les temps d'oxydation courts (toxl = 93min).

Chapitre III

Après traitement d'oxydation à 945°C les variations de la résistivité en fonction de

l'épaisseur du film changent dans les films déposés à différentes température TJ (520 ou

60SeC)

Dans la figure III. 9, nous présentons les valeurs de la résistivité en fonction de

l'épaisseur Wp du film entre 15 et 310 nm Nous observons, pour W p> 50 nm que p

reste constante et égale à 3 x 1O-ý u cm Alors que pour les épaisseurs les plus faibles un

comportement particulier de p semble être lié à T J. P augmente fortement quand TJ =

520°(' et diminue aussi fortement quand T li= 60SeC

Notons que ces valeurs singulières de la résistivité p qui tantôt présente un

comportement isolant tantôt un comportement conducteur, peut être expliqué si nous

prenons en considération les différences particulières de la microstructure à l'interface du

film/oxyde-substrat, comme il a été mis en évidence dans un autre travail publié

recemment [11,17,18].

60

Analyses des résultats

consommée pendant l'étape d'oxydation thermique antérieure, par conséquent, nous

n'avons pas pu accomplir des mesures de résistivité car, après suppression de la couche

d'oxyde, la couche restante du polysilicium devient tellement très mince, que les mesures

de résistivités deviennent très difficiles Comparées aux valeurs de la résistivité des

depots non-recuits, nous pouvons constater que les valeurs de p des films oxydes a To\

g ..WvC et 94S°C, sont egaies ou legerement plus hautes que celles des films non

recuits, excepté pour le cas quand T J= 605 où tm. /' 350 min, qui presentent un

comportement opposé aux deux températures d'oxydation Tu\ Cene variation est en

bon accord avec les résultats repportés dans la littérature [11,17,18] Ces figures

illustrent bien l'effet des paramètres d'oxydation thermique (1'0\ et tO\) sur l'evolution de

la résistivité Aussi, nous pouvons voir, qu'après des traitements de recuits de 1 h 46min

ct Sh, le temps tO\ n'affecte pas beaucoup la résistivité pour les films déposés a T J-=

:'20"(' Alors qu'une diminution est observée quand tO\ augmente pour films déposés a

TJ bOSeC Donc, l'effet de To\ sur le comportement de la résistivité est caractérisé par

un accroissement de pavee To\ jusqu'à To, c: 1000eC Exactement, pour ces deux

traitements réalisés à {To, '-= 840ee, tu, = 3h l Omin} et à (To\ = 945°C, to, = Ih -lômin},

la valeur de la résistivité p augmente à 3-4 u cm et 5-7 u cm respectivement

60

Figure I1l8-a et b : Variation de la résistivité p en fonction de la durée d'oxydation lox

des films B-LPCVD oxydés à Tox = 840°C et 945°C_

o

61

61

1000

1000800

600

600

0000 Td = 520 oC**** Td = 605 oC

As-grown Td = 520 oCAs-grown Td = 605 oC

400

400

200

200

o

o

temps t (min)

temps t (min)

Films B-LPCVDoxydés à Tox=S40 oC

0000 Td = 520 oC**** Td = 605 oC

As-grown Td = 520 oCAs-grown Td = 605 oC

" 00-----------------------------------o .0 0

"

Films B-LPCVDoxydés à Tox = 945 oC

o e10·J ,-----...,.-------,.----"T"'""---_-----,

IO,Z ,-------y-------,----..,.-------r-----,

10·· L._ _'_ ý ....L.._ __,_ --I

o

10ýL.-----'----ý----....L..----ý---ýo

Chapitre III

I

I

I

I

I

I

r

I

I

I

I

I

I

I

I

I

I

I

r

A T ù= 605°C et pour Wp < 50 nm, p reste constante et presque la même que celle

obtenue avant traitement thermique d'oxydation, alors que pour W p> 50 nrn, la

résistivité atteint des valeurs limites de I x 10-2 ýLcm.

Figure 111.9 : Variation de la résistivité p en fonction de l'épaisseur Wp films B-LPCVD

oxydés à Tox = 945°C pendant I h 46min.

Inversement, à T ù= 520°C, ce comportement de p en fonction de l'épaisseur devient

tout à fait différent avant et après les traitements d'oxydation thermique sous oxygènesec. Donc, ces changements peuvent bien mettre en évidence les profondes modificationsde la microstructure du film qui peuvent se dérouler pendant ce même processusd'activation thermique d'oxydation.

62

Analyses des résultats

10'· r-----,---....,..----r-----r------,,.-----..,

10'Z ý

------ ·0

J10.J

0

i 10"

1 Films B-LPCVD oXl:dés àcW Tox = 9 .. 5 oC for tox=lh "6min

10.5 "0 0000 Td = 520 -c

**** Td = 605 -c__ As-grown Td = 520 oC

10"0 SO 100 ISO 200 250 JUO

Epiliucur WI) (nm)

62

Malgré ce comportement particulier de la diffusion du bore, des recherches intenses

sont actuellement engagées par plusieurs chercheurs pour tenter de mieux comprendrel'effet des traitements thermiques d'oxydation sur les caractéristiques structuralles et

physiques des films.

Au début, il est important de signaler ici, la présence d'un pic du dopant qui se

manifeste à la surface du film, et qui est semblable à ce qui a été observé dans les filmsimplantes au bore [38, 39] Mais, si ces pics, généralement correspondent en position a

ceux des implantés non recuits, pour le cas des films dopés in-situ au bore, Il n'y a pas de

pics de bore dans les films non-traites Par conséquent, il ne serait pas possible de lesattribuer aux mêmes sources Le pic du bore, dans ce cas, peut vraisemblablement êtreconsidere comme le résultat de l'effet getter d'atomes du bore du a la presence de la

couche polyoxide thermique initiale formee a l'interface du poly-Si qui s'est developpeeau cours de l'étape d'oxydation thermique anterieure La présence d'une couchenouvellement naissante du poiyoxide peut jouer un rôle attractif et donc agit comme un

evier préférentiel qui fait precipiter les atomes du bore dans une zone pres de la surface

On peut voir aussi, que ces pics du bore restent proches, a la fois, de la surface du film ct

a l'interface poly-Si/SiO_; pour le cas de tous les echantillons déposes sur substratsoxydes Ils deviennent graduellement prononces quand la température d'oxydation Tv\

augmente D'autre part, il a ete rapporte [37 J que la diffusion du bore dans le poty-Si est

fortement affectée par la solubilité solide limite La diffusivite du bore est subitement

reduite dans le poly-Si quand la concentration du bore excède la solubilite solide limite

La formation de précipites de bore reduit la ditfusivité du bore, comme on l'a dejà

suggéré plus haut pour le cas des films fortement dopés in-situ au bore Oc plus, si tO\

est trop long ou Tox est trop haut, une concentration du bore peut être obtenue à

l'interface du polysiliciurn/substrat, mais le bore pénètre trop profond dans le silicium

monocristallin Par contre, si tox et T 0\ sont trop courts une pénétration du bore étroitepeut être obtenue, mais l'activation du dopant à l'interface reste trop basse

Chapitre III

111.4- Modélisation et discussion:

111.4.1- Profils de diffusion du bore =

63

63

111-".2- Effets des grain ct des joints grains:

64

(IlI.t)

(III. I")

(IIII ')

Analyses des résultats

(

ý

)3/2x·y- -

6D,1

et

avec

La figure II 110 montre l'allure des différents modèles éxaminés dans cette étude

Nous avons choisi le modèle polynomial [13] pour la description des variations de la

concentration du dopant (en l'occurence le bore) en fonction de la profondeur et ensuite

pour la détermination du coefficient de diffusion D, Il est exprimé par la relation

suivante'

A forte concentration d'impuretés, la limite de la solubilité solide peut être excédée

Aussi, il a été rapporté également [38] que la solubilité solide du bore dans le silicium

monocrisiallin varient exponentiellement avec la temperature d'oxydation To\, alors que

ks valeurs de la solubilite solide dans films polycristallin n'a qu'une faible dépendance

avec la température 1'0\ Ces diflérences sont probablement dues à l'interaction du bore

avec les joints de grains Le dopant précipite ou forme des composés complexes avec le

silicium comme les composes SiB\ L'équilibre est établi très tôt à haute temperature Si

nous supposons, comme cela a été publié dans la littérature [37], que la formation des

cluster est fortement réduite à basse températures, alors que le phénomène inverse est

maintenu à l'équilibre tres rapidement pendant le processus de diffusion, cc

comportement doit être explique par un modèle simple utilisant un equilibre de

concentration de cluster

Une analyse basée sur les mécanismes de diffusion du bore qUI prennent en

considération l'effet des grains et les joints de grains seront présentées

64

I

I

I

I

I

I

I

I

I

I

I

Les résultats des deux paramètres nj, de la concentration intrinsèque, et de la

solubilité limite, sont résumés dans le Tableau 1. Pour déterminer n., des expressionsdifférentes qui dépendent de la température ont été reportées dans la littérature [40,4) ]

Dans ce travail, nous allons utiliser une expression de ni (crrr ') qui dépend d'une bande

droite d'énergie ýE (eV) [13] donnée par (III 2)

Malgré la dépendance de la concentration du coeflicient de diffusion, sûrement, deux

autres importants facteurs paraissent gouverner les mécanismes de diffusion du bore

dans les films minces polycristallins la diffusion dans les grains caractérisée par le

coefficient Du, et la diffusion dans les joints de grains caractérisée par le coefficient

DliB Donc, le coefficient de diffusion D équivalent du bore est supposé être donné par

la somme des deux termes et est exprimé par la relation suivante (111.3)

66

(111.4)

(III 2)

(III 3)

Analyses des résultats

D'/1=

DO

Mý' = 7 ) .10 lu(!J_)'t

uA

(

C

ý))

1

D =D 1+ +p .-

Q ,

JC2 +411,2 ", 1 + P

Il ý 3.87 .101t'(r )1 ..::

ex (_(0605+ .1.In)

, UA P0 862. 10

4T

et0.1·

A forte concentration de dopant il est établi que D devient fonction de la

concentration C [13, 37]. En effet, si la valeur de D change avec la concentration, et si la

concentration change avec la profondeur du film, donc, D change nécessairement aussi

avec profondeur des échantillons. Ce fait et aussi d'autres considérations ont préoccupé

plusieurs chercheurs et des expressions différentes qui permettent de donner une loi de

dépendance de la concentration en fonction du coefficient de diffusion ont été publiées

dans la littérature [13,37] Ryssel et al ont obtenu la relation suivante (III 4) donné ci-

dessous [37]:

66

I

I

I

I

I

I

I

I

I

67

Pour notre calcul, nous avons utilisé les relations (111.5) donné par S. Wolf et RN

Tauber [13].

où DI est le coefficient de diffusion intrinsèque dans le silicium monocristallin, (' est la

concentration du bore, p est la concentration de porteurs majoritaires électriquementactifs, fJ et est un paramètre inconnu qui est donné dans théorie par le rapport D , " /)0

67

(IllS)D = 117.exp(- 3.59)I KT

ax

Tableau I

andD= D,.Cn,

Chapitre ru

Du fait, que les données fiables du coefficient de diffusion du bore dans les films de

silicium polycristallin publiée dans la littérature sont celles rapportées par S Horiuchi et

R. Blanchard dans la Réf. [12], toutes nos valeurs calculées ont été comparées à celles-

ci. Comme attendu et rapporté dans la littéraure, la valeur de la diffusivité du bore dans

les joints de grains à forte concentration de dopant est d'environ 100 fois plus rapide que

celle dans le volume d'un matériau monocristallin [42].

ToI. co 840 945 1050

Solubilité solide 1.5 x 1020 2. x 1020 2.5 x 1020

ni (cm-J) 1.9 x 1018 3.6 x 1018 6.1 X 101M

ý E (cV) 0.0295 0.0385 0.0405

Di (cm2.çl) 1.75 x 10-16 ".43 x 10-15 6.70 x 10-14

Par conséquent, si la diffusion par les joints de grains est réduite comme on peut le

voir à travers une comparaison systématique entre les profils SIMS de dopage des

dépôts réalisés à T li= 520°C et 605°C, nous pouvons alors calculer la diffusivité dans

ces matériaux qui reste dominée par celle des grains. Avec cette méthode, les résultats

trouvés sont en très bon accord avec les données expérimentales publiées par d'autres

auteurs [12,38]

'ýi!

Tm. (oC) K4U 945 IUSU I

RCJ.!ioll du film Surf - I rucrf a Volume Surf-Intcrf Volume Surf.-Imcrf VolumeI

C (CIU-J) 3.0 x lOlO 2.0 x 1020 30 x )020 U x 1020 .. 0 x 102U 1 U.X 101'1--1

Dn (cm2.ç 1) 2.73 x 10-14 1.82 x 10-1 .. 3.72 x (0-13 1.86 x W-n ..... 24 x JO-II ) 12 x 10-1;I

u., (cm2.s-1) 1121 ------- 3.33-2.22 x 10-13 l') )()-11.70 x 10-13 I

_,Do (cm2.çl) 1131 2.02-135 x 10-3 5 10-2.55 x 10-3 l'' su-tt r x 10-1 !

10: (cV) 13MI 2." 2 ... 5 2 ='I

Tableau 2.

68

Analyses des résultats68

Dans le cas de nos dépôts, ayant aussi un fort niveau de dopage, nous avons observé,

que l'effet du joint de grain est très faible et seul prédomine le terme qui correspond au

coefficient de diffusion des grains, supposé être celui qui caractérise la diffusion dans le

silicium monocristallin En divisant l'épaisseur totale de la couche du film en troisregions, où la concentration du bore a une valeur moyenne de l'ordre de 3 x I ()21J at cm-

" I 7 x 102U at cm-) et 3 5 x 1020 at crrr ' à la surface, en volume t:t a l'interface du

films respectivement, nous avons déterminé à partir de la relation (III 5) les valeurs du

coefficient de diffusion dans ces trois régions que nous avons trouvé égale a 2. 73-1 82 x

10-1-1 cm2 sol, 372-186 x 10-1.1 ern? sol, 4424-332 x 1o-Il cm- s-I pour les trois

temperatures d'oxydation 840, 945 et 1050°C respectivement Ces valeurs (voir Tableau

2.) semble être en bon accord avec les résultats publiés dans la référence [ 12 J

r

r

avec les valeurs calculée de Dp et les valeurs connues de Ea reportée dans la littérature

[ 13], nous avons pu calculer les valeurs du facteur pré-exponentiel Do de la relationprécédente et qui correspond bien (voir Tableau 2) à ce qui a été trouvé par d'autreschercheurs.

Comme ceci ne rend pas nécessaire l'utilisation des programmes de simulation tels que

SUPREM III et ICECREM, nous n'avons pas essayé d'améliorer des modèles dans ce

sens Aussi, comme le coefficient de diffusion dépend de la température d'oxydation Tox,

scion une relation de type Arrhenius donnée par I R.C. Post et al. [38] "

Chapitre III

(F)j) == D exp - -'u-

p (J Kr ox

69ý-----

(V)

69

70 AnalyICl des résultats

70

CONCLUSION GENERALE

72 Conclusion générale

72

et,

iii) en volume qui représente toute la région entre ces deux interfaces.

Les résultats d'analyse SIMS ont montrés des changements dans les comportement

des profils de dopage qui paraissent très remarquables dans trois régions:

73

73

Conclusion générale

i) à la surface du film, qui elle-même était une interface pendant l'étape d'oxydation

antérieure ou une couche d'oxyde thermique a été réalisée sur une partie de la couche du

silicium polycristallin,

En tenant compte, qu'à ces hauts niveaux de dopage, le coefficients de diffusion 0

devient dépendant de la concentration, des valeurs de D ont été calculées à travers les

mesures SIMS de profils de dopage et à l'aide d'un modèle théorique approprie. Les

résultats trouvés ont montrés que :

ii) à l'interface poly-Si/c-Si située de l'autre côté du film et constituée de la couche

polycristalline et du substrat monocristallin avec ou sans la couche d'oxyde intermédiaire

Les résultats de profils de dopage des films très minces de silicium polycristallin

obtenus par technique LPCVD et fortement dopés in-situ au bore (polysiliciurn de type

p) réalisés avant et après traitement thermiques d'oxydation sèches ont été présentés Ces

mesures concernent des films submicroniques (200 nm d'épaisseur) déposés à deux

températures très intéressantes Td := S20DC et 60SDC Le premier depot contient

relativement peu de grains ct de joints de grains comparés au second film depose a Td -

60SüC Cette sélection délibérée de T d ' nous a permis de spécifier la proportion de l'effet

des joints de grains sur le comportement du coefficient de diffusion du bore a un niveau

proche de la solubilité solide limite de l'ordre de 2 x 1020 at crrr '. Toutes les oxydations

thermiques ont été réalisées sous oxygènes sec 02 aux températures T ox=. 840, 945 et

IOSOoe pour plusieurs durées d'oxydations

Conclysion iMéraie

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2- D'autre part, ces valeurs varient dans les intervalles suivants :

c) de 3.32 à 44.24 x 10-13 cm2çl à Tox= 1050°C

b) de 1.86 à 3.72 x 10-13 cm2.s-1 à Tox = 945°C et

74

Conclusion générale

a) de 1.82 à 2.73 x 10-14 cm2.s-1 a Tox = 840°C,

Nous pensons que l'intérêt de ces résultats, qui restent encore susceptibles à d'autres

améliorations permet d'avoir beaucoup d'incidences technologiques en micro-

électronique et surtout dans le processus de réalisation des jonctions très courtes

hautement contrôlées.

Ces valeurs sont en bon accord avec ceux rapportées dans la littérature L'effet des

joints de grains semble être moins significatif si nous comparons les résultats de 0 qui

correspondent à ces deux dépôts. Ce comportement est comprehensivement discuté si

nous supposons que les joints de grains au seuil de la solubilité solide limite sont les

sources à plusieurs interactions fondamentales qui seront vraisemblablement la cause

l'inactivité électrique et physique du dopant Cette inactivité peut aussi être

représentative du phénomène de ségrégation, du cluster, de la formation de composés

complexes, comme il a été largement discuté dans la littérature

1- Comme prévu, d'une part, les valeurs de D ont été trouvées assez différentes de celles

observées dans le silicium monocristallin.

74

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REFERENCES BIBLIOGRAPHIQUES

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76 Références bibli_pg_raphiques

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Paris, 1, (1988) 183.

80

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TABLE DES MATIERES

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TABLE DES MATIERES

I 1- Introduction: ·.·· .. ·· ···.······················ 9

1.5- Mécanismes de croissance cristalline : 20

13- Conditions d'élaboration des dépôts : 10

83

83

b) Processus de dépôt :13

1.5.1- Modèle de dépôt par germination en phase gazeuse : 20

b- 3) vitesse de croissance :18

b-2) Effets des hautes concentrations du bore sur la vitesse de dépôt : 18

b- 1) vitesse de dépôt : 14

a) Réacteur de dépôt :1 1

1.4- Réacteur et processus de dépôt : I 1

I. 2- La technique LPCVD de dépôt : 9

Chapitre I : Le silicium polycristaUin déposés par technique LPCVD : 7

Introduetiea générale : 3

Avant-propos:

Table des matières

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II.3- Phénomènes de diffusion : 33

II.3.2- Effet des lacunes : 35

II. 5 - Effet de la structure cristalline : 3 9

84

.. 22

Table des matières84

J. 6- Détermination de la fraction cristlline :............................................... .. .. 22

I. 5.2- Modèle de dépôt par germination en phase solide : .

Il.1- Introduction : 27

Il 2. 1- Dopage par diffusion thermique: 27

I. 7 - I nfluence de la température sur les mécanismes de croissance cristalline . . 24

Il.2- Modes de dopage utilisés : 27

I 1.2.2- implantation ionique : 28

Chapitre U : Effets des forts dopages et d'oxydations sèches sur la diffusivité du

dopant dans les films Si-LPCVD dopés in-situ au bore : 25

Il. 3. 1- Effet du champ électrique : 3 4

Il. 2.3 - Dopage in-situ : 3 3

Il.3.3- Effet des fortes concentrations : 36

Il.4- Effet des oxydations thermiques classiques : 3 9

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111.3.2-. Mesures de résistivité : 59

111.4- Modélisation et discussion : 63

1 I 1.4. 1- Profils de diffusion du bore : 63

85

85

Données expérimentales, modélisation, analyses et

Table des matières

CHAPITRE III

III 1- Introduction: 43

. ,. des résul bmterpretanens es resu tats 0 tenus : .""""""""""""""""..""""""""""""".""""""""""""""""".................... 41

Ill.3.1-. Principales caractéristiques des profils SIMS de dopage : 46

111.2- Méthodes expérimentales : 43

IlI.3.1.3- Effets de la température de dépôt Td : .48

111.3- Analyses des résultats expérimentaux : 46

Références bibliographiques : """""""""""""""""""""""""""""""""""""""""""""""""""""""""""""""................""". 75

111.3.1.1- Effet de la nature du dopant : 47

Conclusien générale : .""""""""..""".""."""""""""""""""""""""""""""""""""""""""""""""""""""""""""""..............."... 72

111.3.1.2- Effets du substrat et de la durée d'oxydation tox : .47

1l1.3.1.3- Effet de la température d'oxydation Tox : .48

111.4.2- Effets des grain et des joints grains : 64

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Table da matières : 81

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86 Table des matières

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Nom : Ait-Kaki

Prénom: Abdelaziz

Titre de la tbèse :

Influence d'oxydlIIion thermique cIlUSique sèche (C.D. ToO) sur les profils SIMS de dopage et la

diffusivilé du dopant dans les films Si-LPCVD fortement dopés au bore.

Résumé:

l.cs resultats de profils SIMS de dopage des films de silicrum polycnstalhn (SI-LPCVO Iypc-p) 1001..:III.:nt dopes in-suu

au bore, avant cl après traucments thermique d'oxydation ont dé presentes Ces mesures ont etc t'alli.:ý sur des couche .

subuncroniqucs d'environ 2UO IUn d'épaisseur ct déposés il deux interessantes temperatures de dcpôt Td= 52WC ct 1JlJ5°(

l.cs premiers dépôts contiennent relativement moins de grains cl joint de grams comparés au d":UXICIIlC t\ p.: de depots Cc:

chor-, dclibcré dl! 'I'd, a pernus de specifier I..: role joue par les grains ct I..:s joints de grams d leurs lIlt1U":IU':': sur le

comportement de la dulusron du dopant Ces films ont dé dopés par I..: mode ut-situ au bore a lUI": conccutratron de l'ordre

J.; .2 \ lU21) at cm-) TOUl les tnntcuicuts thcrnuquc d'oxyduuon ont ..:1\: rcahsc« sous oxygene sec ()2 .1 u or- tcmpcrutur c '

J\l,\JatWII drtlcrcntcs Tox = K4U, ')4S d !USUoC pour plusieurs durees Les changements dans la WlIlport':lIl':lIt Ju plol.!

de JopaC!c semblent cue remarquable dans trois regions specifiques il la surface. Interface cl Cil volume l'renaut ":11

compte, qu'a ces hauts III veaux de dopage, ou le coctticrcnt de dulusiou D devient dependant de la conccntruuou. lc.

\.dClUS Je Dont ete calculees il travers les profils SIMS de dopage Comme attendu, ces valeurs de J) obtenues dnlcrcnt d.:

celles observées dans srlicium monccnstalhn Elles vancnt de 1.82 il 273 x 10-14 cm2s-1 a Tox = K·I()OC, de I S6 a 3 72 "

I()- L1 CIlI.2 s-I il Tox = 945°C ct de 3 12 a 44 24 x I

U-13 cm2 s-I il Tox = 105UoC C..:s valeurs sont cu bon accord uvr

.:..:U\ rapportes dans la hucraturcL'cI!".:t des JUlIltS de grams semble être morns constdcruble SI 1I0US comparons les résultats de D correspondant aux dcu-

depots Cc comportement est compr..:h":lIslv..:mellt discuté SI nous sUppOSOIlS qu..: les joints de gr;.allls au niveau J..: LI

solubiluc solide luunc sont les sources a plusieurs mtcracuons fondamentales ljUI seront vralSl:JIIblabkm":lIt la cause

I'macuvitc clectnquc cl physique du dopant C..:II..: macuvrtc peut ausst l:1I..: representative du phénomcnc Jý segrcgauou

du clusicr , de la tormauon de composés complexes, comme Il a clé Iargcmcnt discute dans la hucraturc

Abstract:

Doping profile results of heavily III-SitU boron-doped LPCVI)-pol\l:r,stalhn.: silicon (p-typc polvsrhcont tlun Iilm-

before and utter oxidation treatments arc presented These measurements arc performed 011 subuucrou 1.1\':1 S t ý 2()() lUll

thick Iihus) deposited at two mtercstuig dcposiuon temperatures I'd = 52UoC and (JUSoC The lirst dcposu- contam

rcluuvcly 1II0re less grams and gram boundancs compared to the second OIl":S 1111s dchbcrutcly selected lU, will kt us l''

spccrlv the magnrtude etfect of gram boundaries 011 ÙI": dopant dulusron behaviour These films arc III-Situ mode boroll'

dOJl..:d at levd conSntrahon of 2 X 102U al CIII-] All the Ù\..:m\al-oxldatlOn exp..:nlll\!nlS arc perfol1ll..:d ulld..:r ùp,' 02 .It

tluce oXidatIOn t.:mp..:ratures Tox = K4U, 945 alld 10SUoC for s\!veral dUIatlOns 'Ill": Chilllg..:S UI the dllJllIIg prolile hchavlOlil

ýCèlll 10 be remarkable III thr\!e r..:glOlI>. al lIl": surfac..:, ml..:rfac..: .md lIl": hulk r..:glOlI Takmg 11110 .I,COUlIt, at th..:se lugb·

Joplllg levels, Ùmt lIle dl11usIOn cucllicl.:nt !) b\!com..:s dependent of conSnlIatlOn, valu..:s of Dare (akulat.:d through lIl":

SIMS plOlik lIIeasur..:ments As ..:xpecl..:d, 0 valucs ar..: lUlU Id qUit..: dlllà..:nl from that obs..:rv..:d III ,,1IIC!1c ("stal slll(on II

vancs from I 82 to 273 x 10-14 cm2s-1 at Tox = 84UoC, from 1 Hb to 3 72 x IU-13 cm2 s-I at Tox = 'J4SOC anJ from 13':

to 44 24 x 1ll-13 cm2 s-I at Tox = 1050°C These values arc III good agr..:ell\ent WIÙl Ùws..: r..:ported III th..: hl..:ratur..: Tlac'

dl"..:.:t of ÙI": gralll boundan..:s sý"t!IIlS to b..: less slgmlicant if we l:ompar.: th..: results of I) correspondlllg to th..: t\\O d":pOSlh

ThiS behavIOur IS comprehen:nvdy ùlscussed If we asswn..:d that th..: gram boundanes ar..: sUhjed.:d tll som..: fundam":lIl.d

mteruchons which cause impwity inactivity propc:rtles, This electrical and physical inactivity may b..: rdall!d 10 impunt\

s.:gregatlOn. clustering, vacancy complex fonnation and sohd solubility lumt, as it has bl!en exI..:nslvdv debat..:d III tlac'

hlèrature

Num : Ait-Kaki

Prénom : Abdeluiz

Titre de la thèse:

Influence d'oxydaüon thermique classique sèche (CD. T.O) sur les profils .!.,'IM.!'" de dopage el lu

diffusivité du dopant dans les films Si-LPCVD fortement dopés UII bore.

H.':ýumé :

I.cs résultats dt: profils SIMS de dopage des films de SdlCIWII polycnstalhn (SI-Ll'CVD 1\ p..:-P) toncmcut Jop, . lin, Il,

.1l1 bore, avant ct après trancmcnt- thcrnuquc d'oxydation ont c.:l": presentes C..:S III":ýUI":S ont ..:10.: i.utc-. -ur J..: '"'' I,,·

-uhnucromques d'environ 20u 1lIl1 d'epaisseur ct déposes a deux interessantes temperatures J..: J..:pOI I J 'ilU°(_.:1 1,1, - '\

I.L" prcnuers dépôts conucnncut rclauvcmcnt moins de grains ct joint J..: grams compares all .Icu \1":111": 1\ p..: J..: J,;".:

" h"1\ delibere de Td, a pentus J..: spe.:":lli..:r le rôle joué par les grains c:1 les jornts de fi ;1111 " ..:1 1":111'> IIIllu":I", ,:1 l..

":lIlllportc:mc:nt de la diffusion du dopant Ces films ont dé dopés par le mode III-SitU au bore 01 1111": ":OIIL":lllr .IlIOn .I; l . 1.11,

J...: 2 x 1U20 al em-3 Tout les u aucmcnts thermique d'oxydation ont etc realises sous oxygene '>"':L I)l .I IH)),> kllll,.:I . .lIII,.

,1',,\ \ dauon dulcreutcs Tox = X-lU, ')·1 S ct IOSUOC pour plusieurs dur":e.:s Les changcmcru« cl"" 1.1 L\lmp"l km":111 .!II l''''' li

J,' dopage semblent être rciu.u qu.rhlc Jarls trois regions spccrliqucs a la surface, uucrt ... ...: ..:1 ,,:1, \<)111111": 1'1,1,,11,1 cl,

c ouiptc, qu'a ces hauls IUV":dUX J..: dopage. ou le coefficient de drtlusiou D de vien I dcpcud.uu J..: loi ,,:ulI":":lilr.dl"l, lc .

\ . .l'':\I[S de Dont d': calculees a truver s les profils SIMS de dopage Comme attendu. ces valcur . d..: I) ohtcuuc-, Jllk'o':'! .. l.,

c..:lk'i observées U.UIS silicrum mouocnstallui Elks varient de I X2 a 2 n x Io-Iol I:m2 s-l a 1,,\ s·jllVe J.: I )1(, .. \ "2

1\)-11 cm2 :;-1 il Tox = 945°C ct de 3 32 a 44 20l x lU-Il RI2 s-I a Tox = 105uoC Ces v.rlcur-, ,>uIII":1I bon a.:" .r , l .I\e,.":1I\ rapportés dans la littérature1.·..:11.:1 des joints de grams semble ctre moms considerable SI nous comparons les resultat- J..: I) ,,,II c-pondaut .Ill'. J..:'" -,

depots. C.: comportement est comprehcnsrvcmcnt discuté SI nous sUppOSOIlS que les jouu-, J..: ::1.1111, .!1I Illh·.111 Je 1.,

-olubilitc sohde hnutc sont les sources à plusieurs intcrucuons fondamentales qUI seront vr.u-cruhl.rhlcmcnt L, v.iu«.

1'1I101,IIVltC électrique et physique du dopant. Cette macuvue peut ausxi ctrc representative Ju ph":I'IIIIl":II": J..: S"':ý·I'c·.III"I,

.III c lustcr, de la Iormanon de composc-, complexes, comme Il a etc largement drscutc dans 1<1 111l":I.illll"':

Abstract :

l iopuig profile results or hcavilv ur-suu boron-doped Ll'CVl s-polvcrvstalhnc sihcou IP-I\p.: 1',,1\,,11.\1I11 Il'1;1 I,ll),1'...:11I1': and utter oxidauon trc.iuucuts ure presented These mcasurcuicnts .uc pcr lonucd 011 -ubu uc r .. 1I 1.1\(1'1::::: 2, 'loll.thick films) deposited al two uucrcsung dcposiuon temperatures TJ =: S2U°(_' and ilu5'l I he 1-II,t ,lqIU'II, "'101,,",r cl.iuvcly more less grams anJ gralll bowldarl':s compar..:J to ÙI': s.:..:onJ on.:s This Jdlb.:rdk h '>...:kd..:J I J \\ Iii 1.:1 il, I.,

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