Densité moléculaire d’He et d’H2 à l’intérieur de cavités de cloques enfouies dans du silicium à différentes positions (profondeurs) par rapport à la surface libre

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Phénomènes physiques dans le procédé Smart CutTM

L’implantation ionique permet d’introduire des impuretés à l’intérieur d’un substrat. Elle consiste à bombarder un matériau avec des ions, accélérés à des énergies variant de quelques keV à quelques MeV. Dans le cadre de la technologie Smart CutTM, l’objectif est d’introduire l’hydrogène et/ou l’hélium pour fragiliser le matériau localement, à une profondeur donnée. La profondeur des ions implantés est modulée par l’énergie des ions implantés. Lors de l’implantation d’ions, un ion incident peut transférer une partie de son énergie cinétique à un atome de la cible. Lorsque cette énergie est égale ou supérieure à l’énergie « seuil de déplacement » (12-15 eV dans le silicium), cet atome est éjecté de son site cristallin. Il se forme alors une paire de Frenkel (un atome interstitiel de silicium « libre » et une lacune). Si cet atome « de recul » reçoit suffisamment d’énergie, il peut à son tour générer d’autres paires de Frenkel et ainsi développer une cascade de déplacement. À température ambiante, une partie de ces interstitiels et de ces lacunes peut se recombiner de façon dynamique et s’annihiler pendant ou immédiatement après l’implantation. Une autre partie peut se précipiter sous forme de complexes In ou Vm. Cependant, à cause des affinités chimiques et des diffusivités différentes, les ions implantées peuvent limiter l’efficacité du processus d’annihilation ou de précipitation des défauts en réagissant soit avec les lacunes soit avec les interstitiels de silicium pour former des complexes stables. Les types et les quantités de complexes formés dans la matrice après une implantation déterminent le développement du système ayant subi un recuit.
L’implantation ionique d’ions légers dans le Si suivi par un recuit thermique conduit à la nucléation et la croissance d’objets 2D remplis par du gaz (platelets) qui génèrent une très forte contrainte dans le réseau cristallin environnant. Pendant ce recuit, les platelets croissent en taille suivant une maturation d’Ostwald puis coalescent, ce qui conduit, in fine, à la formation de fissures parallèles à la surface. Par ailleurs, l’évolution thermique des platelets et fissures contrôle également la fracture et le transfert de couches à la base du procédé Smart CutTM.
Dans la partie suivante, nous allons rappeler l’état des connaissances concernant la nucléation et l’évolution thermique des défauts générés par l’implantation d’H et/ou d’He dans le silicium.

Implantation d’H

L’implantation ionique d’hydrogène crée des défauts qui se précipitent sous forme de différents complexes dans les instants qui suivent l’implantation. L’hydrogène réagit avec des lacunes pour former des complexes stables (à température ambiante) de type VnHm et VHn. Plusieurs complexes mono-lacunaires (VH1-4) et multi-lacunaires (V2H, V2H2, V3H et V2H6) existent [30]. Egalement, l’hydrogène forme des complexes avec des interstitiels, il s’agit du complexe IH2 [31]. La présence de ces complexes dans la matrice de silicium a été détecté à travers l’apparition de leurs signatures sur les spectres Raman [32] et FTIR [33].
La Figure I-5 montre un exemple du spectre Raman de silicium implanté avec l’H. Dans la gamme des basses fréquences (LF, λ <2050 cm-1), ces modes correspondent aux complexes multi-lacunaires VnHm (n≥m) et IH2. Dans la gamme des hautes fréquences (HF, λ> 2050 cm-1), ils correspondent aux complexes multi-hydrogénés tels que VH4, VH3 et V2H6.

Implantation d’He

L’hélium est chimiquement neutre et n’interagit pas chimiquement avec les défauts crées lors de l’implantation. La configuration la plus stable de l’hélium, dans le silicium, est la position interstitielle [54-56]. Dans le même temps, ayant une énergie de migration de 0,96 eV [57], l’He diffuse à température ambiante et forme des précipités avec des lacunes du silicium. L’interaction hélium-lacune est répulsive [58] alors que l’interaction hélium-bilacune est attractive [59] ce qui provoque la formation de complexes VnHem en forme de nano-bulles [60, 61]. De telles bulles se forment dans les instants qui suivent l’implantation [62-64].
La Figure I-14 montre un exemple de l’image MET de bulles d’He formées après l’implantation d’He à 1.6 MeV pour une dose de 2×1016 cm-2 dans le silicium [65]. Les bulles sont visibles en forme de taches blanches sphériques d’un diamètre de 3 nm.

Implantation ionique

Les implantations d’hydrogène et d’hélium à quelques keV ont été réalisées à l’aide d’un implanteur d’ions VARIAN 200-A2F du CEMES. L’originalité de cet équipement est la présence d’un module ralentisseur qui fournit un faisceau d’ions de bonne qualité permettant d’atteindre de basses énergies d’implantation jusqu’à 0.6 keV.
Le principe de fonctionnement de cet équipement est identique à celui d’un implanteur d’ions classique. Une source d’ions permet d’ioniser par chocs électroniques les éléments à implanter. Cet ensemble est porté à 25keV par rapport à une électrode d’extraction percée d’une fente, permettant ainsi d’extraire le faisceau d’ions. Ce faisceau d’ions passe ensuite dans un prisme magnétique qui jour le rôle de spectromètre de masse où l’ion à implanter est sélectionné. L’énergie nominale des ions est obtenue par un accélérateur à 9 étages pour atteindre entre 5 et 200 keV. Un triplé de lentilles quadripolaires permet de focaliser et de corriger l’astigmatisme du faisceau d’ions. Le spot est alors balayé sur tout l’échantillon (qui lui reste fixe), ce qui permet d’implanter toute la surface de la plaquette avec une dose uniforme. Pour atteindre des énergies d’implantations inférieures à 5 keV, nous avons utilisé le ralentisseur conçu et élaboré au laboratoire. Pour cela, une contre-tension électrostatique est appliquée sur l’échantillon et la lentille de freinage, réduisant ainsi l’énergie des ions avant leur impact sur la plaquette. Le courant du faisceau d’ions mesuré est ensuite intégré pour déterminer la dose d’ions implantés en temps réel. Au cours de cette étude, nous avons utilisé différentes énergies pour implanter l’hydrogène, l’hélium et co-implanter He/H puis H/He. Ces implantations ont été faites au CEMES en collaboration avec Béatrice Pecassou.

SIMS

La technique SIMS (Secondary Ion Mass Spectrometry) est une méthode d’analyse des solides physico-chimique basée sur l’interaction ion-matière qui permet d’obtenir des profils de concentrations d’ions implantés en fonction de la profondeur avec une résolution qui peut atteindre quelques Angström (Å). Cette technique est destructive car elle consiste, pour réaliser le profil, à l’abrasion ionique de la matrice. Dans son principe, cette technique consiste à bombarder la surface de l’échantillon avec un faisceau d’ions primaires (typiquement Ar+, O2+, O- ou Cs+) d’une énergie de quelques keV [1, 2]. Au cours de cette pulvérisation, les impuretés et les atomes constituant la matrice sont arrachés de la surface et forment de nouvelles espèces ioniques (ions secondaires) qui sont filtrées en énergie puis séparées en fonction de leur masse à l’aide d’un spectromètre de masse, puis comptés en fonction du temps. La machine SIMS est constituée de quatre éléments principaux :
 une source d’ions qui produit le faisceau de particules primaires,
 la chambre d’analyse qui contient le porte-échantillon et l’optique de collection sous ultra-vide,
 le spectromètre d’énergie suivi du spectromètre de masse qui réalise la séparation en masse,
 les détecteurs qui comptent les ions secondaires.
Le traitement des données recueillies pendant les analyses permet l’obtention de différents types d’informations, comme par exemple les profils d’ions implantés en fonction de la profondeur, les spectres de masses et l’imagerie ionique filtrée par espèce.
Dans le cas de profils d’ions implantés en profondeur, les données brutes consistent en la variation, au cours du temps, d’un nombre d’ions secondaires de la masse sélectionnée. Si la vitesse d’érosion (et donc le taux de pulvérisation) et le rendement d’ionisation sont connus, on peut déterminer la variation de concentration d’une espèce donnée en fonction de la profondeur de la cible. Afin de transformer nos mesures de comptage d’ions secondaires en profils de concentration d’une espèce donnée en fonction de la profondeur, nous utilisons pour chaque série de mesure des étalons dont la teneur en éléments d’intérêts est connue.
Les analyses SIMS ont été réalisées avec un SIMS CAMECA IMS 4FE6 à l’INSA de Toulouse par T. Hungria. Nous avons étudié les profils d’ions implantées (H+, He+) après l’implantation et après recuit. L’intérêt du SIMS c’est d’être une technique très performante pour l’analyse de faibles concentrations d’impuretés dans une cible homogène. Cependant, il faut noter que lorsque le faisceau bombarde des platelets ou des fissures contenant un gaz sous haute pression, une quantité de ce gaz pourrait s’échapper brusquement. Ainsi l’ionisation des molécules et/ou atomes constituant ce gaz reste incomplet. Par conséquent les mesures sous-estimeront la quantité réelle des gaz.

Diffraction des rayons X (DRX)

Les rayons X sont une forme de rayonnement électromagnétique à haute fréquence constitué de photons dont la longueur d’onde est comprise approximativement entre 0.01 nm et 10 nm [3], l’énergie de ces photons va par conséquent de quelques eV , à plusieurs dizaines de MeV. Du fait de leur forte énergie, les rayons X peuvent pénétrer profondément à l’intérieur des matériaux. Ils sont utilisés dans de nombreuses applications dont l’imagerie médicale (radiographie conventionnelle) et la cristallographie (diffraction). Pour les applications en diffraction, les faibles longueurs d’onde λ < 5 Å sont utilisées car elles sont comparables aux distances interatomiques dans les matériaux cristallins. La diffraction des RX est donc une méthode pertinente pour déterminer la structure d’un matériau [4]. Elle permet l’identification de phases cristallines, la détermination de la structure de cristaux, la mesure de déformation dans des couches minces (la diffractométrie à haute résolution).
Le diffractomètre à haute résolution a été conçu pour étudier les matériaux semi-conducteurs de bonne qualité structurale. Il est l’un des outils non destructif qui permet d’accéder aux différentes propriétés structurales de la couche.
Son principe est basé sur la diffusion élastique des rayons X par les atomes (Figure II-1). Quand un photon X rencontre un atome, il est diffusé avec la même longueur d’onde dans toutes les directions de l’espace.
Dans un matériau cristallin, les photons X, diffusés par les atomes, interférent (la longueur d’onde des RX étant du même ordre de grandeur que la distance interatomique) et des interférences constructives peuvent être observées quand la relation de Bragg est satisfaite :
2 ℎ sin θB = (II-1) où d = distance inter-réticulaire, c’est-à-dire la distance entre deux plans cristallographiques, θB, angle de Bragg = demi-angle de déviation (moitié de l’angle entre le faisceau incident et la direction du détecteur), n = ordre de diffraction (nombre entier), λ = longueur d’onde des rayons X.
Dans le cadre de ce travail, nous nous sommes intéressés en particulier à la mesure de déformations dues à l’implantation d’hydrogène (H) et/ou d’hélium (He) dans le silicium (Si). Dans le silicium orienté (001) et implanté, la déformation hors plan est obtenue par la mesure dans la direction perpendiculaire à la surface au voisinage du pic de réflexion (004). La raie de réflexion (004) du silicium (001) est très intense. L’implantation induit des déformations qui sont détectées par l’apparition de franges à gauche du pic principal. Dans notre cas, la diffraction de rayon X a été réalisé à l’INSA de Toulouse avec une anode de cobalt de longueur d’onde 1 = 1.79 Å en collaboration avec Nicolas Ratel (Ingénieur de Recherche au CEMES). La détermination du profil de déformation hors plan est obtenue par la combinaison de diagramme de diffraction de RX au voisinage du pic (004) de silicium et la simulation par le logiciel de rayon X [5].

Spectroscopie Raman

La spectroscopie Raman [6, 7] est une méthode optique analysant la dynamique des atomes au travers du couplage tensoriel entre une lumière monochromatique et la variation de polarisabilité des liaisons chimiques, en d’autres termes la déformation du nuage électronique lors du mouvement des atomes. Elle se base sur l’interaction inélastique d’un photon avec la matière. Au cours de cette interaction il y a échange d’énergie entre le photon incident et la matière via la création ou l’annihilation d’un phonon.
Les photons incidents sont en grande partie transmis, réfléchis ou absorbés et une fraction très faible est diffusée de sorte que :
– une partie de la lumière est diffusée à la même fréquence υ0 que la radiation incidente, et dans ce cas on parle de diffusion élastique ou diffusion Rayleigh,
– une partie infime des photons incidents est diffusée avec changement de fréquence.
Cette dernière est donc la diffusion inélastique ou diffusion Raman et représente environ 1 photon Raman pour 108 photons incidents (en ordre de grandeur). Ce décalage en fréquence, à la base de la spectroscopie Raman, est directement lié aux fréquences de vibrations des atomes du cristal (ou des liaisons moléculaires).
La spectroscopie Raman offre des informations détaillées sur la composition et la structure locale des matériaux, et permet donc d’observer les changements de structure du matériau. La Figure II-3 présente le schéma d’un appareillage typique utilisé en spectroscopie Raman.
Figure II-2 : Schéma d’un appareil de spectroscopie Raman.
Le spot de la lumière laser incident est focalisé par un microscope sur la surface de l’échantillon, via l’objectif approprié, puis les photons diffusés sont dirigés vers le spectromètre de mesure. Un filtre analyseur permet de fixer la polarisation de l’onde diffusée. Le processus Raman étant peu intense, un filtre holographique de type ″notch″ ou ″edge″ est utilisé pour séparer le signal Raman du signal Rayleigh qui est beaucoup plus intense. Les photons sont triés selon leur longueur d’onde puis focalisés sur le détecteur.
Les spectres des modes de vibration des complexes hydrogénés ont été obtenus au CEMES.

Microscope électronique à balayage (SEM)

Pour cela nous avons utilisé un microscope électronique à balayage JEOL 6490. C’est un microscope conventionnel avec une source d’électron à filament de tungstène dont la tension d’accélération va de 5 à 30 kV. Il est équipé de plusieurs types de détecteurs:
– un détecteur d’électrons secondaires,
– un détecteur d’électrons rétrodiffusés,
– un spectromètre d’analyse dispersive en énergie (EDS ou EDX).

Electrons secondaires

Les électrons secondaires sont issus de l’interaction inélastique des électrons primaires du faisceau incident avec les électrons orbitaux (en particulier les électrons de valence). Ils possèdent, en moyenne, une énergie de l’ordre de quelques eV. Leur profondeur d’échappement est faible (quelques nanomètres). L’information provenant des électrons secondaires sera principalement une information liée à la topographie de l’échantillon.

Electrons rétrodiffusés

Les électrons rétrodiffusés proviennent du faisceau primaire. Ils entrent en collision avec les noyaux des atomes de l’échantillon en réagissant de façon quasi élastique avec eux. Ces électrons sont diffusés dans une direction proche de leur direction d’origine avec une faible perte d’énergie. La résolution des électrons rétrodiffusés est moins bonne que celles des électrons secondaires car ils sont produits plus en profondeur dans l’échantillon. Les atomes les plus lourds diffusent plus d’électrons que les atomes légers. Le taux d’électrons rétrodiffusés est donc une fonction croissante du numéro atomique Z. L’image obtenue est donc caractéristique de la composition chimique de l’échantillon.
Comme nous pouvons voir sur la Figure II-3, dans le cas du silicium avec des électrons à 20 keV, une simulation de type Monte-Carlo nous donne une profondeur de pénétration autour de 200 nm. La Figure II-4 (a) montre les images des cloques sur la surface obtenues en mode électrons secondaires avec une inclinaison de l’échantillon de 50°. La Figure II-4(b) illustre des cavités des cloques qui sont imagées en mode électrons rétrodiffusés.
Dans le cadre de cette étude, nous nous sommes intéressés à la visualisation des cavités qui sont localisées sous la surface, la profondeur étant contrôlée par l’énergie d’implantation d’hydrogène. C’est la présence d’espèces (H2, Si-H, H-V, He) dans les cavités qui abaissent localement la densité du silicium et donnent ainsi un contraste en image d’électrons rétrodiffusés. Ces zones apparaissent plus sombres sur l’image car les cavités contiennent un gaz de numéro atomique plus petit que le substrat (soit moins d’électrons rétrodiffusés)

Microscopie optique

La microscopie optique repose sur l’interaction d’une onde lumineuse avec la surface de l’échantillon (ou le volume proche de la surface). Nous l’avons utilisée pour observer l’état de la zone implantée des échantillons implantés et recuits. L’avantage de la microscopie optique, c’est qu’elle ne nécessite pas ou très peu de préparation des échantillons et qu’elle est simple d’utilisation. Cependant, la résolution est limitée par la longueur d’onde utilisée (typiquement quelques centaines de nanomètres) et la profondeur analysée est limitée à quelques centaines de nanomètres dans le silicium. La microscopie optique en champ clair permet l’observation des cavités et des cloques. Ces cavités créent des contrastes important d’indice de réfraction dans le matériau. Dans le domaine de longueur d’onde « visible », l’indice de réfraction du silicium est compris entre 3,7 et 5,6 [9] alors que celui des gaz moléculaires He et H2 sont très proche de l’air, les indices de réfraction variant de 1.1 à 1.4 selon la densité de gaz autrement dit selon la pression [10, 11]. Le passage du silicium à une cavité induit des réflexions partielles du rayonnement incident sur les deux interfaces silicium /gaz et gaz /silicium. Ces ondes lumineuses, qui sont déphasées, peuvent interférer par défocalisation de l’objectif et ainsi former des franges de Fresnel délimitant les interfaces entre cavités et matrice.

Microscope à force atomique (AFM)

Le principe de l’AFM est de balayer la surface d’un échantillon à l’aide d’un bras de levier muni d’une pointe pour en obtenir une image en trois dimensions (Figure II-5).
La troisième dimension est le déplacement vertical (z) de la cale piézoélectrique si la hauteur (h) entre le support fixe du levier et le point de contact M est constante. Or h dépend de la déflexion (f) mesurée par le système (photodiodes + laser). La coopération de tous ces éléments permet de balayer la surface à h constant en asservissant z.
La lecture de la déflexion f du levier se fait à partir de la mesure de la déviation du faisceau laser, émis par une diode laser, et réfléchi par un miroir solidaire de la face supérieure du levier. Toute déformation du levier se traduit par un déplacement du faisceau réfléchi. Ce déplacement est enregistré via un photodétecteur de position à cadrans (Position Sensitive Detector PSD).
La pointe a un rayon de courbure d’environ 10 à 20 nm qui s’use et augmente avec l’utilisation du système. Cela entraîne donc directement une incertitude qui majore systématiquement les mesures de largeurs d’objets tels qu’une cloque ou un trou, puisque l’image AFM résulte d’une convolution entre la géométrie de la pointe et celle des objets observés. Nous avons mesuré des cratères et des cloques de quelques centaines de nanomètres à quelques microns de diamètre et ce phénomène n’a donc peu impacté nos mesures.

Microscopie électronique en transmission (TEM)

Une image réalisée en Microscopie Electronique en Transmission (MET) résulte de l’interaction d’un faisceau électronique de haute énergie (> 100 keV) avec un objet mince, « transparent » aux électrons. Les informations obtenues, d’ordre morphologique (topographie de l’objet ou d’ordre structural (visualisation des défauts cristallins), permettent d’accéder à des paramètres physiques de l’ordre de quelques angströms, difficiles à obtenir par d’autres techniques. La microscopie électronique en transmission est donc l’outil idéal pour caractériser et identifier les défauts cristallins, ainsi que pour mesurer l’épaisseur locale des échantillons et des couches amorphes. Cependant pour rendre les échantillons transparent aux électrons, ils nécessitent un amincissement jusqu’à des épaisseurs voisines ou inférieures à 100 nm.
Deux méthodes principales permettent d’observer l’échantillon sur la grille de microscopie:
• La section transverse (cross-section) qui donne la position en profondeur des défauts (platelets, fissures). Elle permet aussi d’effectuer des mesures statistiques sur la population de platelets (densité et/ou taille moyenne).
• La vue plane permettant de déterminer la densité et le diamètre des fissures.

Préparation des échantillons

Section transverse ou « cross-section »

Le procédé consiste à coller les deux faces (001) polies l’une sur l’autre afin d’observer la projection des défauts dans le plan (110).
Découpe de deux morceaux d’échantillons de dimensions 4×3 mm,
• Collage des deux faces polies l’une contre l’autre ;
• Découpe en lamelle de 500 μm d’épaisseur à la scie diamantée;
• Collage à la cire sur le support de polissage en pyrex ;
• Polissage mécanique qui réduit l’épaisseur de la tranche en biseau jusqu’à ce que l’extrémité du biseau soit transparente aux électrons ;
• Collage de l’échantillon sur une grille de cuivre ;
• Si nécessaire, amincissement ionique par érosion de la surface au moyen de deux faisceaux d’ions Ar+ à 5 keV.

Vue de dessus ou « plan view »

Le but est d’observer la projection des défauts dans le plan (001). La préparation est décrite par les étapes suivantes :
• Polissage mécanique qui réduit l’épaisseur de l’échantillon en biseau jusqu’à ce que l’extrémité du biseau soit transparente aux électrons ;
• Collage sur une grille de cuivre et amincissement ionique de l’échantillon si nécessaire.

Observation des échantillons

Les observations microscopiques ont été réalisées à l’aide d’un microscope Jeol 2010 travaillant à 200 kV et doté d’une lentille objective HT (Haut-Tilt) bien adaptée à la microscopie conventionnelle et in-situ (Chauffage, Traction…).
De façon générale, le contraste de l’image dépend de la variation d’intensité du faisceau d’électrons à la sortie de l’échantillon. L’amplitude des faisceaux transmis et diffractés dépend de l’épaisseur, de la nature des atomes et de l’orientation cristalline.
Au cours de cette étude, nous avons utilisé plus particulièrement deux méthodes d’imagerie que nous allons décrire.

Champ sombre à deux ondes

Dans ce cas, l’échantillon est orienté de façon à ce qu’une seule tâche de Bragg soit excitée dans le diagramme de diffraction. On sélectionne ce faisceau diffracté. L’image d’un échantillon dont l’épaisseur varie continûment fera apparaître une succession de franges noires et blanches à partir desquelles l’épaisseur de l’échantillon peut être mesurée. La zone des défauts est visualisée dans une large zone où le contraste est perturbé par les déformations cristallines du réseau.

Champ clair à deux ondes

On oriente l’échantillon de façon à ce qu’une seule famille de plans cristallographiques satisfasse à loi de Bragg et donc, que seul, le faisceau transmis et le faisceau diffracté correspondant à l’émergence de l’échantillon. On sélectionne le faisceau transmis au moyen du diaphragme de contraste. Cette méthode permet de visualiser les variations d’épaisseur dans un matériau cristallin, les couches amorphes ainsi que les défauts étendus. La taille de cette zone perturbée n’est pas significative de la taille du défaut, mais de l’amplitude de la composante du champ de déformation dans la direction du vecteur de diffraction excité.

Champ clair, hors Bragg, défocalisé (contraste de Fresnel)

Cette méthode a été proposée en 1996 par A. Claverie pour imager sans difficulté les platelets d’hydrogène. L’échantillon est orienté de façon à ce qu’aucune tâche du diagramme de diffraction ne soit excitée. Il n’y a donc pas ou peu de contraste dû aux déformations cristallines dans l’image qui apparait sur un fond gris. Les ondes provenant de deux milieux différents mais spatialement proches (par exemple une petite poche de gaz) sortiront de l’échantillon donc avec des phases différentes. En défocalisant fortement la lentille objectif, ces ondes pourront interférer et montreront un contraste dit de Fresnel constitué de franges blanche/noire, délimitant parfaitement l’interface entre l’objet et la matrice. Ce mode d’imagerie est utilisé pour détecter l’ensemble des platelets et mesurer précisément leurs dimensions. Lors d’implantation d’hélium il y a formation des bulles d’He de taille très petite (2 à 3 nm). La présence ou non de bulles a été vérifiée : en effet, un changement de contraste du contour des cavités s’opère lorsque la focalisation est variée d’une position sous-focalisée vers une position sur-focalisée.

Complexes hydrogénées formés à la suite de l’implantation (Raman)

L’implantation d’hydrogène à température ambiante génère trois types de défauts ponctuels: les lacunes, les interstitiels de silicium et les atomes d’hydrogène. Ces défauts étant mobiles à la température ambiante, ils peuvent s’associer et former des complexes multi-lacunaires (Vn), multi-interstitiels (In), à base d’hydrogène (Hm), mais aussi des complexes VnHm et InHm. En plus de ces complexes, la rencontre d’un interstitiel avec une lacune (I+V) conduit à l’annihilation de ces deux défauts.
La présence des complexes hydrogénés (VnHm, InHm et H2) peut être détectée à l’aide de techniques de spectroscopie optique de type Raman ou infra-rouge (FTIR) [15, 16]. La Figure II-9 montre un exemple d’un spectre Raman indiquant la présence de ces complexes. Le spectre Raman présente plusieurs signatures caractéristiques [15]. Dans la gamme des basses fréquences (LF, λ <2050 cm-1), ces modes correspondent aux complexes multi-lacunaires VnHm (n≥m). Dans la gamme des hautes fréquences (HF, λ> 2050 cm-1), ils correspondent aux complexes multi-hydrogénés tels que VH4, VH3 et V2H6. Un seul complexe hydrogéné à base d’interstitiels de silicium (InHm) a été détecté dans la gamme des basses fréquences (LF, λ <2050 cm-1), il s’agit du complexe IH2.

Différents défauts formés après l’implantation d’H et/ou d’He et un recuit (TEM)

La Figure II-10 illustre les différents défauts présents après l’implantation d’He et recuit (a, b), d’H et recuit (c) et l’implantation d’He puis d’H suivi d’un recuit (d, e).
Figure II-10 : Différents défauts présents après l’implantation et un recuit : (a) bulles d’He, (b) platelets d’He, (c) platelets d’H, (d) nano-fissures remplis par l’He et l’H, (e)micro-fissures remplis par l’He et l’H.
Comme nous l’avons décrit précédemment, nous avons visualisé tous les platelets en champ clair hors Bragg et défocalisé à l’aide du JEOL 2010.
Pendant un recuit à basse température et pendant des temps courts, des bulles d’He de forme sphérique de 2 à 3 nanomètre de diamètre se forment (Fig. II-10 (a)). L’origine de ces bulles est la co-précipitation d’He et des lacunes [15]. Des cavités plates circulaires, qui sont encore des précipités d’He et des lacunes, désignées sous le terme de « platelets », apparaissent également après un recuit à plus haute température soit pendant des temps plus longs (Fig. II-10 (b)). Ces platelets d’He renferment un gaz d’He sous forte pression et se forment selon la famille de plans {001}.
Après une implantation d’H et un recuit à basse température et pendant des temps courts, des platelets d’H se forment (Fig. II-10 (c)). Ces cavités renferment du dihydrogène sous forte pression et se forment selon deux familles de plans : {001} et {111}. Les platelets sont le résultat d’une co-précipitation de lacunes et d’hydrogène autours de certains germes qui sont les complexes hydrogénés VH4 et/ou V2H6 [16, 17] qui grossissent par maturation d’Ostwald.
Après une coimplantation d’H et d’He et un recuit à basse température et pendant des temps courts, des nano-fissures remplis par l’H et l’He se forment (Fig. II-10 (d)). La formation de ces nano-fissures est due à la coalescence des platelets surpressurisés par des gaz d’He et d’H.
Après une implantation d’H seule pour une forte dose soit après une coimplantation d’H et d’He pour une dose totale bien plus faible, suivi d’un recuit à plus haute température soit pendant des temps plus longs, des micro-fissures apparaissent dans la zone implantée (Figure II-10 (e)). La formation et l’évolution des fissures a déjà été étudiée lors de travaux précédents [18, 19, 20]. Ces micro-fissures résultent de la coalescence mécanique de groupes de « platelets » dans des zones où elles présentent en forte densité [21]. Ainsi, lorsque plusieurs platelets (ou fissures) sont suffisamment proches les unes des autres pour permettre un recouvrement efficace des champs de contrainte qu’elles génèrent, l’intensité de la contrainte devient alors suffisante pour « déchirer» la zone séparant les platelets (ou les fissures). L’évolution thermique de ces fissures pressurisées conduit à la fracture qui est à la base de la technologie Smart Cut ™.
A partir des images TEM des échantillons préparés en section transverse, nous avons déterminé les types de défauts, leurs tailles et leur distribution en profondeur par rapport à la surface.

Cloques formées après un recuit (microscopie optique, MEB, AFM)

L’imagerie par la microscopie optique en champ clair nous a permis la visualisation des cavités de cloques grâce à la différence d’indice optique de la matrice de silicium et des cavités de cloques (Figure II-11(a)). De même, nous pouvons imager ces cavités en utilisant SEM en mode d’électrons rétrodiffusés (Fig. II-11 (b)) car les cavités contiennent un gaz de numéro atomique plus petit que le substrat. A partir de ces deux types d’images, nous avons déterminé les diamètres des cavités de cloques, leur densité et la fraction surfacique qu’elles occupent.
Les images obtenus par l’AFM nous avons permis à visualiser des cloques formées sur la surface des échantillons (Fig. II-12 (a)).
Les taches blanches révèlent des protubérances dues à la présence de cloques qui déforment la surface. Plus la tâche est brillante, plus la hauteur de la cloque est importante. Les profils d’intensité tracés à traverse des taches blanches donnent les hauteurs et les diamètres des cloques (Fig. II-12 (c)).
Des taches noires correspondent aux zones d’exfoliation des cloques. Les profils d’intensité tracés à traverse des taches noires donnent les profondeurs de fissures à partir de lesquelles les cloques ont été formées (Fig. II-12 (b)).
A partir des images AFM et en utilisant le logiciel WSxM [22], nous avons déterminé les hauteurs des cloques, leurs diamètres, leur densité et leur fraction surfacique.

Fissures et bulles

La Figure IV-13 montre les images MET obtenues sur des sections transverses des échantillons co-implantés «H first» (Figure IV-13 (a)) et «He first» (Figure IV-13 (b)) puis recuits à 412°C pendant 60 min.
Dans l’échantillon implanté «H first» on remarque la présence de deux types d’objets, des nano-fissures (signalées par des flèches verte et rouge dans l’insert) ainsi que des nano-bulles (signalée par des flèches bleues dans l’insert). Les nano-fissures sont confinées dans une couche parallèle à la surface et d’une épaisseur de l’ordre de 25 -50 nm. Elles sont en majorité parallèles à la surface (001) du wafer (la flèche rouge). Néanmoins, certaines nano-fissures sont alignées selon des plans {111} (la flèche verte). Les nano-bulles (les flèches bleues) d’un diamètre de l’ordre de 2-3 nm sont distribuées dans une couche parallèle à la surface et d’une épaisseur de l’ordre de 100 nm soit deux–trois fois plus épaisse que celle contenant les nano-fissures. Les deux couches sont centrées à une distance de 125 nm de la surface du wafer, c’est-à-dire à la profondeur ou la concentration d’hydrogène est maximale.
L’échantillon implanté « He first » ne contient lui ni nano-bulles ni nano-fissures. Par contre, de grandes micro- fissures parallèles à la surface (001) du wafer sont observées. Elles sont distribuées dans une fine couche d’une épaisseur de 25 nm centrée à une profondeur de 110 nm de la surface du wafer.
En cumulant les informations provenant des images MET et celles obtenues par SIMS (Fig. IV-12), nous mettons en évidence que l’hélium doit être présent à l’intérieur des nano-fissures et des nano bulles dans l’échantillon co-implanté «H first» et à l’intérieur des micro-fissures dans l’échantillon co-implanté «He first».

Fissures et cloques

La Figure IV-14 montre des images obtenues par microscopie optique et par microscopie à force atomique (AFM) des échantillons co-implantés «H first» (Figure IV-14 (a), (c)) et «He first» (Figure IV-14 (b), (d)) et recuits à 412°C pendant 60 min. Rappelons que le contraste des images obtenues par microscopie optique provient des cavités enfouis dans le cristal alors que celui des images AFM reflète la topographie de la surface des échantillons.

Table des matières

NTRODUCTION GENERALE
Chapitre I : Implantation d’hydrogène et d’hélium dans le procédé Smart CutTM
I.1 APPLICATION DE SOI DANS LA TECHNOLOGIE MODERNE
I.2 METHODES DE FABRICATION DE SOI
I.3 PROCEDE SMART CUTTM
I.3.1 Etapes du procédé Smart CutTM
I.3.2 Phénomènes physiques dans le procédé Smart CutTM
I.4 CLOQUES (SANS RAIDISSEUR)
I.5 BILAN ET OBJECTIFS
Chapitre II : Techniques d’analyse et méthodologie
II.1 INTRODUCTION
II.2 TECHNIQUES EXPERIMENTALES
II.2.1 Implantation ionique
II.2.2 SIMS
II.2.3 Diffraction des rayons X (DRX)
II.2.4 Spectroscopie Raman
II.2.5 Microscope électronique à balayage (SEM)
II.2.6 Microscopie optique
II.2.7 Microscope à force atomique (AFM)
II.2.8 Microscopie électronique en transmission (TEM)
II.3 METHODOLOGIES ET ANALYSES QUANTITATIVES
II.3.1 Distribution des ions implantés (SIMS)
II.3.2 Déformation hors plan générées dans la couche implantée (DRX)
II.3.3 Complexes hydrogénées formés à la suite de l’implantation (Raman) .
II.3.4 Différents défauts formés après l’implantation d’H et/ou d’He et un recuit (TEM)
II.3.5 Cloques formées après un recuit (microscopie optique, MEB, AFM)
II.3.6 Cloques formées après recuit (méthode des éléments finis)
II.4 CONCLUSION
Chapitre III : Densité moléculaire d’He et d’H2 à l’intérieur de cavités de cloques enfouies dans du silicium à différentes positions (profondeurs) par rapport à la surface libre
III. 1 INTRODUCTION
III. 2 DETAILS ET METHODOLOGIE EXPERIMENTALES
III.3 RESULTATS EXPERIMENTAUX
III.4 SIMULATION PAR ELEMENTS FINIS
III.5 DISCUSSION
III.6 CONCLUSION
Chapitre IV : Influence de l’ordre d’implantation sur le type et l’évolution thermique des défauts résultants d’une coimplantation He-H. Rôle du dommage
IV.1 INTRODUCTION
IV.2 DETAILS EXPERIMENTAUX
IV.3 ECHANTILLONS NON RECUITS
IV.3.1 Distributions en profondeur de l’He et de l’H
IV.3.2 Profils de déformation
IV.3.3 Complexes hydrogénés
IV.4 ECHANTILLONS RECUITS
IV.4.1 Recuit 350°C 3 min
IV.4.2 Recuit 412°C 60 min
IV.5 DISCUSSION
IV. 6 CONCLUSION
Chapitre V : Impact de la position nominale en profondeur du profil d’He par rapport au profil d’H et rôle du ratio entre les doses d’implantation d’H et d’He sur l’efficacité de formation des cloques
V.1 Introduction
V.2 Variation de l’énergie d’implantation d’He
V.2.1 Procédure expérimentale
V.2.2 Spectroscopie Raman (non recuit)
V.2.3 Nano-bulles, platelets et fissures en MET (après recuit)
V. 2.4 Cloques (expérience et simulation)
V.2.5 Densité des molécules remplissant des cloques
V.3 Variation de la dose d’implantation d’He
V.3.1 Procédure expérimentale
V.3.2 Spectroscopie Raman (non recuit)
V.3.3 Cloques (expérience et simulation)
V.4 DISCUSSION.
V.5 Conclusion
CONCLUSION GENERALE

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