Diffusion et piégeage de l’hydrogène implanté dans des structures localement dopées de type Si/Si:B/Si

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Avantages du procédé

La technologie Smart CutTM a recours à la technique d’implantation ionique, comme le procédé SIMOX [WAT66, IZU78], et au collage par adhésion moléculaire, comme les procédés de type BSOI [LAS85, SAT95], BESOI [MAS92, IYE93] et ELTRAN [MUM93]. Mais, au niveau industriel, il a largement dépassé ces procédés car, outre un coût de revient compétitif, il permet de transférer des couches de silicium de très haute qualité structurale et d’épaisseur parfaitement contrôlées.
Un autre avantage de ce procédé est sa flexibilité quant aux combinaisons d’épaisseurs des couches de silicium à transférer et d’oxyde. La couche d’oxyde est facilement modulable de quelques dizaines de nanomètres à quelques microns. L’épaisseur de la couche de silicium à transférer dépend directement de l’énergie d’implantation des ions hydrogène (de quelques dizaines de nanomètres à 2 µm).
En plus de cette modulation possible des épaisseurs de couches, le procédé présente une parfaite flexibilité quant à l’association d’une couche et d’un substrat de caractéristiques différentes comme par exemple le type ou le niveau de dopage, ou encore la qualité cristalline.
Ce procédé peut être utilisé pour d’autres matériaux que le silicium [MOR12]. Il peut servir à reporter du carbure de silicium (SiC) [DI96], du nitrure de gallium (GaN) [TAU05] ou du germanium (Ge) [DEG04] par exemple.

De l’implantation à la fracture

L’implantation d’hydrogène et le recuit de silicium implanté s’accompagne de la formation de nombreux défauts, complexes ou étendus résultant de la précipitation des différentes espèces en présence, interstitiels, lacunes et atomes d’hydrogène.

Défauts et complexes formés lors de l’implantation

Lorsqu’un ion H est implanté, différents défauts ponctuels sont produits : des lacunes, notées V et des interstitiels, notés I, dont le nombre est proportionnel à la dose implantée [THO69, NAS96]. Ces défauts étant mobiles à température ambiante, ils peuvent à priori s’associer, réagir entre eux, se recombiner puis former des complexes multi-lacunaires (VnHm) et multi-interstitiels (InHm), des complexes VHm et IHm [PEA92, MYE92, EST95, JON00, HER01].
L’hydrogène réagit facilement avec les centres lacunaires pour former des complexes stables (à température ambiante) du type VnHm et VHm. Plusieurs complexes mono-lacunaires (VH1, VH2, VH3 et VH4,) et multi-lacunaires (V2H, V2H2, V3H et V2H6) ont été détectés [BEC96, WEL97, CHA99, ASP01, PER07, DAI09] (cf. Figure 2), alors qu’un seul complexe avec des interstitiels a été observé, le défaut IH2 [GHA01]. En effet, les interstitiels ont tendance à former entre eux des clusters et des défauts étendus suivant les plans {113} [CLA03] et sont donc peu disponibles pour former des complexes.

Les platelets

Lors de recuits à basse température (300-400°C) de silicium implanté avec de l’hydrogène, des cavités plates appelées « platelets » se forment. Ces platelets sont constitués de dihydrogène (H2) sous forte pression, bordés de plans passivés Si-H. Ils peuvent se former selon deux familles de plans : les platelets {001} qui sont parallèles à la surface du silicium <100> ou les platelets {111} qui sont inclinés vis-à-vis de la surface de l’échantillon. Pour des raisons de symétrie, il existe en tout 7 variants de platelets (3 variants pour la famille {001} et 4 variants pour la famille {111}) [CHE12]. Les platelets se forment suite à la co-précipitation de lacunes et d’hydrogène amorcée à partir des complexes hydrogénés VH4 et/ou V2H6 [DAI09, GRI00a, PER08, REB99]. La croissance des platelets au cours du recuit s’effectue par des échanges d’hydrogène et de lacunes entre les platelets, selon un mécanisme de type maturation d’Ostwald conservative [GRI00b].

La théorie de la maturation d’Ostwald

On a l’habitude de distinguer trois phases dans la cinétique des solutions métastables en saturation : (i) la phase de nucléation des précipités dans la solution (ii) la phase de croissance et (iii) la phase de maturation ou de croissance compétitive entre les différents précipités. Les deux premières étapes que sont la nucléation et la croissance de défauts furent étudiées dès le début du dix-neuvième siècle. La phase de maturation quant à elle, ne fut étudiée que plus tard à partir d’observations faites par des chimistes étudiant la croissance de particules en milieu saturé. Le principal résultat obtenu au cours de ces observations est que la concentration locale de la solution saturée ne dépend que de la taille des particules dans cette même solution. La première véritable étude a été menée par Ostwald au début du vingtième siècle [OST00]. Il a observé que les défauts les plus gros en taille grossissaient au dépend des plus petits. A l’aide de ces observations, il a modélisé la cinétique de ces défauts à partir des travaux de Thomson réalisés quelques années auparavant en 1871 [THO71] et qui donnaient l’expression de la pression de la vapeur en équilibre avec une gouttelette liquide en fonction de son rayon r.
A partir de ces éléments théoriques, l’équipe de Claverie a eu l’idée d’appliquer ce formalisme à la description de l’évolution thermique de populations de précipités dans un solide sursaturé. Par exemple, Claverie et al. [CLA95] puis Bonafos et al. [BON95, BON97] ont étudié, par MET, l’évolution de la taille moyenne et de la densité des boucles de dislocations (des précipités de Si dans du Si) après des recuits de durées et de températures variables dans du silicium amorphisé. Ces observations ont montré qu’au cours d’un recuit, la taille des boucles augmente, leur densité diminue et le nombre d’interstitiels piégés dans les boucles demeure constant. Pour expliquer et modéliser cette évolution, Bonafos et al. ont alors utilisé la théorie de la maturation d’Ostwald appliquée au cas particulier des boucles de dislocations. Pour cela, ils ont évalué l’énergie de formation des boucles et montré que l’énergie de formation par interstitiel diminue à mesure que la taille de la boucle s’agrandit. Ainsi, ils expliquent et modélisent la compétition que se livrent les boucles et montre que la force motrice de cette évolution est liée à une minimisation de l’énergie de formation entrainant donc une augmentation de la taille des boucles.
En 2000, Grisolia et al. [GRI00a, GRI00b, GRI00c] ont étudié les aspects cinétiques de la croissance des platelets dans du silicium implanté d’hydrogène après recuit. Après avoir établi une analogie entre platelets et boucles de dislocations, ils ont montré que ces défauts croissent par un mécanisme de maturation d’Ostwald conservatif (cf. Figure 4) et ils ont modélisé cette croissance. En effet, la Figure 4 montre que le diamètre moyen des platelets augmente d’un facteur 2 pendant que la densité diminue d’un facteur 3-4. De plus, le volume occupé par ces platelets reste constant au cours du temps.

Les microfissures

Lorsque le budget thermique est augmenté, il a été observé, par microscopie électronique in-situ, que dans les zones où les platelets sont en forte densité, ils peuvent coalescer mécaniquement ce qui conduit à la formation de « nanofissures » puis de microfissures [DAI09].

Sans raidisseur : phénomène de cloquage

Le phénomène de cloquage est étroitement lié à la présence de platelets/microfissures en profondeur. En effet, en l’absence de raidisseur, lorsqu’elles atteignent une taille critique, les microfissures déforment élastiquement le film de silicium qui les surmonte et des cloques se forment à la surface du substrat. C’est pour cela que le procédé Smart CutTM utilise un raidisseur (SiO2) afin d’éviter cette déformation et que les fissures se propagent alors parallèlement à la surface, amenant ainsi à la fracture du silicium.
Ce phénomène de cloquage dans le silicium (cf. Figure 5) a été largement étudié [CHU76, LIG76, JOH77, BIS82, TAT91, POU96, LAG00, PER07, DAI09, DAG16]. Une review sur le sujet [TER07] a d’ailleurs été écrite.
Poumeyrol [POU96] puis Lagahe [LAG00] ont étudié la croissance thermique du diamètre des cloques dans le silicium. Poumeyrol rapporte que l’augmentation de la taille des cloques s’accompagne d’une diminution de leur densité, et que parallèlement, la surface totale recouverte par les cloques augmente pendant le recuit. Ce dernier constat suggère que le mode de croissance des cloques n’est pas conservatif. Lagahe a observé au microscope optique l’évolution des cloques sur la surface d’un échantillon (même zone d’observation) recuit de façon isotherme à 450°C pour des temps de recuit différents (temps cumulés). Elle n’a pas observé de dissolution des petites cloques au profit des plus grosses, comme attendu d’une croissance par maturation d’Ostwald, ni de migration des cloques les unes vers les autres. Elle en a conclu que les cloques croissent par coalescence mécanique. Ces résultats ont ensuite été repris par Aspar et al. [ASP01] qui discutent de cette coalescence des cloques à la surface de l’échantillon et de la maturation d’Ostwald des cavités en profondeur (zone de défauts suite à l’implantation). Ils suggèrent que l’interaction entre les microfissures est à l’origine du cloquage et de l’exfoliation de la surface. Enfin, Daix [DAI09] a observé la croissance des cloques obtenues par co-implantation hélium-hydrogène en microscopie optique. Il a mis en évidence la disparition des petites cloques au profit des plus grandes en cours de recuit et établi un critère de « proximité » déclenchant la coalescence mécanique entre cloques et microfissures.

Avec raidisseur

Lorsqu’un raidisseur est solidarisé à la plaque implantée, il empêche la déformation du film implanté dans la direction perpendiculaire à la surface et les fissures vont croître latéralement dans le substrat (cf. Figure 6). La formation et l’évolution de ces fissures ont été étudiées dans plusieurs travaux [REB08, PER08, DAI09, PEN10, PEN13].
Figure 6: Croissance de fissures enterrées formées dans un substrat de silicium implanté par hydrogène puis collé à un second substrat transparent. Cette évolution est observée par microscopie optique en fonction du degré de fragilisation du substrat [PEN13].
Personic et al. [PER07, PER08] ont observé par interférométrie optique les microfissures dans du silicium implanté en hydrogène et recuit. Ils ont montré que, en cours de recuit, les microfissures croissent selon un mécanisme de type maturation d’Ostwald, du moins en début de recuit thermique. Cependant, par la suite, certaines microfissures (celles de grandes tailles et qui sont à proximités d’autres microfissures) interagissent et coalescent. Ce phénomène devient prépondérant en fin de recuit et semble être responsable de la fracture du matériau. Penot et al. [PEN13], à partir de nouvelles observations par microscopie optique in situ, concluent eux que la croissance des microfissures est liée uniquement à des phénomènes de coalescence.

Fracture finale et état de la surface après la fracture

L’étape de fracture mène à la séparation de la structure au niveau de la zone implantée.
Lorsque les microfissures ont atteint une certaine taille, on observe le déclenchement d’une onde de fracture qui se propage dans le matériau à des vitesses de l’ordre de plusieurs kilomètres par seconde et permet la coalescence presque simultanée de toutes les fissures qui sont présentes dans le substrat [PEN10].
La fracture est un phénomène « catastrophique », c’est-à-dire qu’une fois que le phénomène a démarré, il se propage sur toute la surface de l’échantillon et conduit donc à la séparation du SOI et du « donneur ».
L’observation macroscopique de ces plaques après fracture révèle généralement une surface lisse et polie. Néanmoins, l’examen microscopique (profilomètre optique, AFM) de ces différentes surfaces révèle un aspect bien différent comme le montre la Figure 7 ci-dessous. Sur ces images, nous pouvons voir ce que nous appelons les « marbrures », c’est-à-dire les contours des microfissures au moment où la fracture s’est propagée dans l’échantillon. Celles-ci sont présentes sous la forme de « creux » sur le SOI et de « bosses » sur le « donneur » et sont parfaitement emboitables l’un sur l’autre. Cette caractéristique traduit la tendance du front de fracture à être dévié entre les microfissures du côté du SOI [LAG00]. En effet, la rigidité de cette couche est amoindrie à la fois par la présence de l’oxyde enterré (module d’Young plus faible que celui du silicium) et par l’endommagement plus important causé par l’asymétrie du profil d’implantation.
Si on s’intéresse à la rugosité après fracture des échantillons à l’échelle micrométrique, deux contributions principales sont répertoriées :
– Celle des marbrures que nous venons de décrire : elle dépend par conséquent de la taille des microfissures juste avant l’étape de fracture. Pour une implantation typique en hydrogène seul (5,75.1016 H+/cm², 37 keV, BOX 145 nm), les microfissures avant fracture thermique mesurent entre 10 et 100 µm.
– Celle de la rugosité fine, provenant de variations typiquement inférieures à 5 µm pour une implantation standard en hydrogène. Celle-ci correspond à la rugosité des fonds de microfissures, c’est-à-dire aux endroits où ont eu lieu les coalescences multiples de plus petites microcavités. Cette rugosité s’explique par le chemin de fissure assez complexe emprunté lors de la coalescence des microfissures comme on peut le voir sur l’image de MET sur la Figure 8a. Du fait de la largeur de la zone endommagée (environ 200 nm dans le cas standard), les platelets et donc les microfissures qui en résultent peuvent se développer à différents niveaux ce qui se traduit par de la rugosité sur le SOI après fracture comme le montre l’image Figure 8b.

Hydrogène et bore

Interactions entre atomes H et B

Dans le silicium, le bore et l’hydrogène forment des complexes et ce même à température ambiante. Le complexe B-H est l’une des formes les plus stables de l’hydrogène à température ambiante dans du silicium de type p hydrogéné [CHA89]. Le complexe B-H n’est pas thermiquement stable et se dissocie généralement à 150°C. L’énergie de dissociation (ou énergie de liaison) du complexe B-H (0,7 eV) est plus faible que celle du Si-H (3,03 eV) [VAN89, VAN94, TUT99]. De ce fait, la formation du complexe B-H à température ambiante suivit de sa dissociation thermique peut permettre la formation de complexes Si-H ou H2 (4,48 eV), ce qui permet le cloquage ou la fracture.
En général, la liaison Si-H est affaiblie par la proximité du bore, qui rend plus facile la libération de H des complexes Si-H [EST89, NOY97].

Interactions entre atomes d’hydrogène et silicium dopé bore

Expérimentalement, il est connu depuis longtemps que l’hydrogène semble « attiré » par le bore dans le silicium dopé p et que finalement, il se fait piéger par celui-ci formant vraisemblablement des complexes B-H [SEA90]. Seager et al. suggèrent que ces complexes B-H sont eux-mêmes capables de piéger d’autres atomes d’hydrogène. Les études théoriques de Borenstein et al. montrent que le bore peut piéger jusqu’à 12 atomes d’hydrogène [BOR93].
Chang et al. ont montré que, théoriquement, aux températures intermédiaires qui nous intéressent, la diffusivité de l’hydrogène dans le silicium de type p est plus faible que dans le silicium de type n [CHA89].
Herrero et al. [HER90] ont montré expérimentalement (mesure de désactivation de bore) que la diffusivité à 150°C de l’hydrogène diminue lorsque le niveau de dopage augmente.
Antonova et al. [ANT99] ont montré que plus le dopage au bore est important plus la densité des cloques observées est grande.
Lagahe [LAG00] a montré que, la cinétique de fracture est beaucoup plus rapide pour une forte concentration de bore, que pour un dopage faible. Par exemple, à une température de 350°C (cf. Figure 9), le temps de fracture passe de plusieurs dizaines d’heures pour un dopage faible (de l’ordre de 5.1014 B/cm²) à quelques minutes pour un dopage fort (de l’ordre de 1.1019 B/cm²). Les études précédentes semblent mettre en évidence le rôle prépondérant des interactions « chimiques » entre atomes de B et atomes de H dans le comportement de l’hydrogène en présence de bore. Pourtant, d’autres travaux « troublent » quelque peu cette vision.
Par exemple, Henttinen et al. [HEN02] ont montré qu’en « contre dopant » une plaque de silicium initialement dopé au bore (dopage p, 1019 at/cm3) avec de l’arsenic (dopage n, 1019 at/cm3), le cloquage et l’exfoliation de la surface se déroulent de la même façon que dans du silicium non dopé ou dopé seulement à l’arsenic. Ils en concluent que le comportement de l’hydrogène en présence de bore ne résulte peut être pas d’interactions atomiques (chimiques) mais électrostatiques.
Dans le même registre, Marwick et al., ont montré que les ions H+ peuvent être « attirés » par une couche dopée p par du Ga (et non du bore !) et ce même après que la concentration d’hydrogène soit supérieure à celle de l’accepteur [MAR91].
Enfin, P. Chen et al. [CHE05] et L. Wang et al. [WAN01] ont utilisé l’hydrogénation plasma pour introduire l’hydrogène (à la place de l’implantation ionique) dans des substrats de silicium préalablement dopé par implantation de bore. Ils ont montré que cette technique permet aussi d’obtenir des cloques à la surface de l’échantillon. Dans la première étude, [WAN01] les cloques sont apparues après un recuit de 400°C-2h, alors que dans la seconde [CHE05] les cloques ont été observées directement après hydrogénation à 350°C pendant 1 heure.

Co-implantation B+H

Q. Y. Tong et al. [TON98, TON00] ont montré que, lorsque B et H sont successivement implantés, le temps requis pour obtenir des cloques durant un recuit est plus court que lorsque l’hydrogène est implanté seul. Ils montrent aussi que pour une dose de 1.1016 H+/cm² ils observent des cloques suite à une co-implantation B+H (5.1014 B+/cm²) et un recuit à 300°C (cf. Figure 10) alors que pour une implantation de H seul aucune cloque n’est observé à cette dose là et ce, peu importe la température de recuit (250-700°C).
Figure 10: Temps pour obtenir le cloquage en fonction de la température de recuit pour les échantillons de silicium co-implanté B+H à température ambiante ou à 300°C [TON00].
Ma et al. [MA06] ont montré que l’implantation successive de B et H permet d’abaisser la température de recuit nécessaire au transfert de film de silicium. Ils montrent qu’une température de 250-300°C (400-600°C dans le procédé Smart CutTM conventionnel) permet de réaliser le transfert après une implantation de B à une dose de 1.1014 B+/cm² et d’hydrogène à une dose de 5.1016 H+/cm². De plus, la rugosité de film (500 nm d’épaisseur) après transfert est d’environ 2 nm RMS, ce qui est bien plus faible que celle obtenue par implantation d’hydrogène seule (5-10 nm [CHA99]).

Couche enterrée Si:B

Kilanov et al. [KIL03] ont été les premiers à étudier l’effet d’une couche enterrée dopée bore (Si:B) sur le développement thermique des microcavités après implantation d’hydrogène. Dans leur expérience, l’échantillon est un substrat de type p sur lequel une fine couche (1 à 2 monocouches, c’est-à-dire 0,2 à 0,4 nm) de silicium dopée au bore est épitaxiée. La concentration dans cette monocouche est énorme puisqu’ils parlent d’une dose de 6.1014 at/cm², soit, calculé par nos soins, une concentration volumique locale de l’ordre de 1,5 à 3.1022 at/cm3. Enfin, une couche de silicium de 500 nm recouvre la structure. Cette structure a été implantée avec de l’hydrogène à 100 keV et 2,5.1016 at/cm² (Rp= 527 nm) puis recuite à 200°C pendant 2 h. Suite à cette expérience, ils ont observé que :
– Les microfissures se sont formées à la profondeur de la couche enterrée Si:B.
– La rugosité du film exfolié obtenue avec la couche Si:B est réduite d’un facteur 2 par rapport à ce qui est observé dans du silicium pur.
– Les orientations des platelets observés par MET après recuits sont les mêmes dans l’échantillon qui contient la couche Si:B que dans l’échantillon de silicium pur ({100} et {111} dans les deux cas). Cependant, la présence de la couche Si:B diminue le temps nécessaire à l’apparition des cloques et augmente la densité de cloques.
Ils ont démontré que l’utilisation d’une couche fine dopée bore permet de diminuer la dose d’implantation d’ions H nécessaires à l’obtention des cloques.
Shao et al. [SHA06] ont étudié l’hydrogénation plasma de silicium contenant des couches de silicium dopées bore (Si:B) de 3 et 130 nm d’épaisseur et centrées à une profondeur de 200 nm. Ni platelets ni microfissures ne sont observées dans la couche épaisse dopée bore (130 nm). Lorsque l’épaisseur de la couche Si:B est de 3 nm, des platelets {100}, c’est-à-dire parallèles à la surface du substrat sont observés. Dans ces conditions, la fracture est confinée le long de l’interface entre le silicium et la couche Si:B (Figure 11).
Ils ont donc montré que la formation de platelets lors de l’hydrogénation est très sensible à l’épaisseur de la couche Si:B. De plus, ils ont montré que le Si top conservait une bonne qualité cristalline après hydrogénation contrairement à l’implantation ionique.
La couche dopée étant fine (3 nm), elle n’est pas visible en MET. Nous n’expliquons donc pas comment ces auteurs peuvent affirmer que la fracture est confinée à l’interface entre Si et Si:B.

Hydrogène et germanium

Couche SiGe sur substrat silicium

Singh et al. [SIN05] ont étudié la formation de cloques à la surface d’un substrat de silicium sur lequel est épitaxiée une couche relaxée de Si0,78Ge0,22 de 2 µm implanté à 240 keV à une dose de 5.1016 H+/cm². Ils ont observé un cloquage important ainsi qu’un début d’exfoliation de la surface (détachement de la partie supérieure de la couche) de l’échantillon après un recuit de 10 minutes à 500°C (cf. Figure 12). Les cloques mesurent de 7 à 25 µm de diamètre. De plus, les cloques apparaissent à partir d’un temps de recuit de 5 minutes et 30 secondes à 500°C.
Figure 12: Image de microscope optique de la surface d’un échantillon de silicium sur lequel est épitaxiée une couche relaxée de 2 µm de Si0.78Ge0.22 implanté à 240 keV à une dose de 5.1016 H+/cm² puis recuit à 500°C pendant 10 minutes. Les flèches montrent quelques cloques exfoliées [SIN05].
Ils ont observé par MET (cf. Figure 13) que des microfissures se sont formées au milieu de la couche SiGe (1,06 µm). De plus, cette profondeur correspond à la profondeur à laquelle les cloques sont exfoliées (1,04 µm) et à la position du « pic » de concentration de l’hydrogène implanté.
Quelques années plus tard, ils ont refait les mêmes expériences mais avec une couche plus riche en germanium (Si0,70Ge0,30) [SIN11]. Ils ont montré que les platelets et microfissures se forment à une profondeur plus faible que lors de la première étude. Cette observation était attendue car le germanium a un pouvoir d’arrêt plus élevé que le silicium. La concentration en germanium ayant été augmentée, les ions hydrogène se sont donc implantés moins en profondeur que lors de la première étude. De plus, ils ont observés des cloques de diamètre plus important (8-55µm) que lors de l’étude précédente pour des mêmes conditions d’implantation et de recuit.
Shao et al. [SHA05] ont étudié l’effet de l’hydrogénation plasma (250-300°C pendant 1h puis 300-350°C pendant 2h) sur une structure Si/Si0,80Ge0,20/Si. Ils ont montré que l’hydrogène forme des platelets puis des microfissures dans la couche fine SiGe de 5 nm (cf. Figure 14). Ils en ont conclu que cette technique permet de localiser la fracture en épitaxiant une couche contrainte SiGe à la profondeur désirée.
Ils ont ensuite étudié l’effet de la concentration en germanium de la couche enterrée SiGe sur le piégeage de l’hydrogène [SHA08a]. Ils ont observé (Figure 15) quelques platelets et des microfissures orientées le long de la couche SiGe dans une couche contenant 5% de germanium. Dans les couches contenant 10 et 20% de germanium, une fissure continue est observée mais une fissure plus lisse est obtenue pour la concentration de 20%. De plus, l’endommagement du Si top diminue lorsque la concentration en germanium augmente. Ils en ont conclu que la couche SiGe qui contient 20% de germanium permet de piéger plus d’hydrogène et que la contrainte dans cette couche SiGe permet d’obtenir une fissure bien lisse et continue.
Ils ont ensuite, montré que la fracture peut être aussi réalisée après implantation d’ions hydrogène à 300°C dans du silicium contenant une couche de Si0,80Ge0,20 de 5 nm (à 200 nm de profondeur) [SHA08b]. La Figure 16 montre que pour une énergie de 7 keV (Rp = 73 nm), une fissure continue est visible dans la couche SiGe alors que pour une énergie de 33 keV (Rp = 342 nm) aucune fissure n’est observée. Ils en ont conclu que l’obtention de la fracture dépend des positions respectives du profil de concentration d’hydrogène et de la couche. La fracture serait possible que si le pic de concentration de l’hydrogène implanté est proche de la couche SiGe. Pourtant, ils ont montré que l’hydrogénation permet d’obtenir des fissures au niveau de la couche SiGe…
Okba et al. [OKB10] ont étudié la cinétique de la formation des platelets lors de l’hydrogénation plasma du silicium contenant une couche contrainte de Si0,80Ge0,20 de 5 nm d’épaisseur. Pour cela, ils ont réalisé des hydrogénations plasma de différentes durées : 0.5h, 1h, 1.5h et 2h, qu’ils ont ensuite caractérisées par MET (Figure 17).
Pour des hydrogénations plasma jusqu’à 1h30 (Figure 17 (a)-(c)), des platelets orientés {111} et {001} et, en plus faible concentration, des platelets orientés {010} sont observés dans la couche supérieure de silicium (Si top). Après 2h d’hydrogénation plasma (Figure 17 (d)), aucun défaut n’est observé dans le Si top excepté dans la zone très proche de la surface (quelques nanomètres de la surface). Tous les échantillons présentent des microfissures parallèles à la surface et à l’intérieur de la couche contrainte SiGe. Par contre l’échantillon ayant subi une hydrogénation de 2h présente une ligne de fracture (due à la croissance et/ou à la coalescence des microfissures) dans la couche SiGe. Lors de l’hydrogénation plasma, la couche SiGe « absorbe » les platelets situés dans la Si top et les atomes d’hydrogène et lacunes sont en continu diffusés depuis la surface. D’après ces auteurs, la couche SiGe commence par capturer les lacunes créés par l’hydrogénation et/ou émis par les platelets situés dans la couche supérieure puis piège l’hydrogène.
En résumé, l’hydrogénation plasma du silicium contenant une couche contrainte peut être utilisée pour localiser la fracture tout en préservant une bonne qualité cristalline du Si top, ce qui confirme les observations de Shao et al. [SHA08a et SHA08b].
Récemment, Chang et al. [CHA16] ont eu l’idée de coupler les effets du bore et du germanium pour piéger l’hydrogène. Ils ont donc utilisé une couche de SiGe dopée bore de 7 nm d’épaisseur dans une structure Si/Si0.70Ge0.30/Si/Si0.70Ge0.30 dopée B/Si. Après implantation d’hydrogène (3.1016 H+/cm², 12 keV) et recuit, des microfissures ont été observées à la profondeur de la couche de SiGe dopée bore (couche piégeante). Ils ont ainsi montré que l’utilisation d’une couche SiGe dopée bore permet de diminuer la dose d’hydrogène (3.1016 H+/cm²) nécessaire au transfert de la couche (par rapport au procédé Smart CutTM) en piégeant l’hydrogène dans cette couche. Cependant, cette dose est plus forte que celle nécessaire au transfert en utilisant une couche de Si:B (2,5.1016 H+/cm²) [KIL03].

Couche SiGe dans du germanium

Pitera et al. [PIT05] ont étudié l’effet d’une couche contrainte de SiGe (60% de germanium, 6 nm d’épaisseur) dans du germanium relaxé sur la nucléation des platelets. Cette structure a été implantée à 100 keV avec une dose de 6,2.1016 H+/cm² puis recuite pendant 1h à des températures entre 200 et 300°C. Après recuit à 200°C, l’analyse SIMS montre une forte accumulation d’hydrogène dans la couche SiGe. À une température de 300°C, des microfissures se forment le long de cette couche piégeante (cf. Figure 18). Ils en ont conclu que la couche contrainte de SiGe sert de site préférentiel pour la nucléation des platelets et qu’elle favorise la formation des platelets parallèles à la surface du substrat.
Nous remarquons qu’ils obtiennent le même résultat avec une couche de SiGe dans du germanium que les études précédentes avec une couche de SiGe dans le silicium. Pourtant, dans le cas du germanium, la couche est en compression alors qu’elle est en tension dans le silicium. Il est donc étonnant d’observer la formation des platelets et microfissures aux mêmes endroits (à la profondeur de la couche SiGe) et avec plus ou moins les mêmes caractéristiques.

Bilan et objectifs

Le procédé de fabrication Smart CutTM est aujourd’hui bien maîtrisé mais il peut être amélioré. La structure SOI est obtenue par fracturation du Si implanté à la profondeur où l’hydrogène précipite en cours de recuit. Cette profondeur peut être ajustée via l’énergie d’implantation mais la distribution en profondeur de l’hydrogène implanté induit des variations d’épaisseur de la couche fracturée.
De nouvelles applications technologiques nécessitent d’avoir des couches de silicium ultrafines, de l’ordre de 10 nm d’épaisseur et de très faible rugosité [CAU12]. Le challenge est donc de localiser précisément la précipitation de l’hydrogène dans un plan parallèle à la surface de la plaque. Afin d’améliorer la rugosité après transfert et donc le coût de finition du SOI, il faudrait réussir à localiser la précipitation de l’hydrogène dans une fine zone (de l’ordre de 5 nm). La solution que nous envisageons consiste à « diriger » cette précipitation par l’insertion dans la structure d’un plan contenant des pièges à hydrogène.
D’après les études antérieures rappelées dans ce chapitre, les couches enterrées de Si:B et de SiGe piègent l’hydrogène. Il a été montré que ces deux couches favorisent la formation de platelets, parallèles à la surface, puis de microfissures à la profondeur de la couche enterrée. La fracture des couches peut être généralement obtenue après implantation de doses typiquement 2 fois plus faibles que dans le procédé Smart CutTM classique. Les explications données de ce phénomène sont sujettes à caution. Si la contrainte en tension dans le plan est invoquée dans le cas de la structure Si/SiGe/Si, nous comprenons alors mal pourquoi les structures Ge/SiGe/Ge donnent les mêmes résultats. De même, l’effet du bore, chimique ou électrostatique, n’est pas élucidé.
De plus, les caractérisations effectuées nous semblent incomplètes, il n’y a pas eu d’étude de la redistribution de l’hydrogène après implantation et recuit ou même après hydrogénation. Or, cette information pourrait nous permettre de mettre en évidence et de comprendre les mécanismes du piégeage de l’hydrogène dans ces couches enterrées.
Ces deux couches enterrées (Si:B, SiGe) semblent néanmoins offrir des pistes prometteuses mais non optimisées. Nous allons donc étudier en détail l’effet de l’utilisation de couches enterrées (Si:B et SiGe) sur la formation de platelets, de microfissures ou de cloques, mais aussi la redistribution de l’hydrogène, afin de comprendre les mécanismes mis en jeu dans le phénomène de fracture et tenter d’optimiser leur utilisation pour la fabrication de SOI.

Conclusions de l’étude de cloquage

Nous avons exploré différentes conditions d’implantation et de recuits afin de trouver les conditions optimales pour chaque couche enterrée étudiée.
Nous avons montré que l’énergie d’implantation a une très forte influence sur le cloquage de la surface de l’échantillon contenant la couche Si:B. En effet, une différence de seulement 1 keV suffit à changer considérablement le pourcentage de la surface cloquée. Cela montre que la couche dopée a une forte influence sur l’efficacité de cloquage et que la position relative du profil d’hydrogène par rapport à la couche dopée est un paramètre critique. Par contre, l’énergie d’implantation a très peu d’effet sur le cloquage de la surface de l’échantillon contenant la couche SiGe. Nous avons attribué ce faible impact au fait que la dose utilisée pour la couche SiGe (4.1016 H+/cm²) est identique à la dose nécessaire au cloquage de la surface d’un échantillon de silicium pur.
Au vu de ces résultats, nous concluons que, pour la structure contenant une couche dopée au bore, il est préférable que la position en profondeur du pic de concentration d’hydrogène soit la plus proche possible de la profondeur où est enterrée la couche dopée. Pour la couche enterrée SiGe, l’énergie d’implantation semble un paramètre moins critique. Donc, pour les essais de transfert de couches, nous choisirons l’énergie d’implantation de 6 keV pour tous les échantillons.
Concernant la dose implantée, nous avons observé qu’une dose de 2.1016 H+/cm² est nécessaire pour obtenir des cloques sur la surface de l’échantillon contenant la couche Si:B alors qu’il faut le double, soit 4.1016 H+/cm², pour la couche SiGe.
L’étude de l’influence de la température de recuit a montré que, pour les meilleures conditions d’implantations, la structure contenant une couche de SiGe nécessite un budget thermique plus important, pour obtenir un cloquage, que les structures contenant des couches dopées au bore. Néanmoins, dans tous les cas, le cloquage est obtenu dans la gamme de température comprise entre 300 et 500°C. Cette gamme sera donc aussi celle qui sera investiguée pour les tests de fracture.
Enfin, nous n’avons pas mis en évidence de différence nette d’efficacité de cloquage entre les échantillons Si:B et Si:B + dopé. Par contre, la surface de l’échantillon « delta layer » présente des cloques nettement plus grandes que sur les deux autres échantillons et même quelques exfoliations. Cependant la répartition des cloques sur la surface est moins homogène. De plus, nous avons montré qu’une dose plus faible est nécessaire pour l’obtention des cloques (dose limite de 1.1016 H+/cm²).
Cette étude du cloquage nous a donc permis, pour chaque type d’échantillon étudié, d’identifier les conditions de procédé à priori pertinentes pour obtenir la fracture des couches. Ces conditions vont maintenant être testées pour tenter de transférer des couches fines de silicium.

Essais de transfert

Description des essais

Pour les essais de transfert (fabrication de substrats SOI avec couche enterrée), les étapes technologiques suivantes ont été réalisées (voir chapitre 2) :
– Oxydation thermique de 50 nm des 12 plaques de silicium « receveur »
– Implantation d’hydrogène dans des plaques épitaxiées (contenant les couches épitaxiées de Si:B ou SiGe à 100 nm de profondeur)
– Chaque plaque implantée a ensuite été collée (collage direct hydrophile [MAS14]) à une plaque oxydée
– Chaque plaque a été découpée en carrés de 3×3 cm².
Les échantillons ont ensuite été recuits avec différents budgets thermiques afin d’obtenir (ou non) le transfert.

Table des matières

Chapitre 1 : Smart CutTM et couches enterrées
1. Introduction
2. La technologie Smart-CutTM
2.1. Le procédé
2.2. Avantages du procédé
3. De l’implantation à la fracture
3.1. Défauts et complexes formés lors de l’implantation
3.2. Les platelets
3.3. La théorie de la maturation d’Ostwald
3.4. Les microfissures
3.4.1. Sans raidisseur : phénomène de cloquage
3.4.2. Avec raidisseur
3.5. Fracture finale et état de la surface après la fracture
4. Hydrogène et bore
4.1. Interactions entre atomes H et B
4.2. Interactions entre atomes d’hydrogène et silicium dopé bore
4.3. Co-implantation B+H
4.4. Couche enterrée Si:B
5. Hydrogène et germanium
5.1. Couche SiGe sur substrat silicium
5.2. Couche SiGe dans du germanium
6. Bilan et objectifs
Chapitre 2 : Procédés et techniques expérimentales
1. Introduction
2. Fabrication des échantillons
2.1. Epitaxie
2.2. Oxydation thermique
2.3. Implantation ionique
2.3.1. Principe général
2.3.2. Technologie de l’implantation ionique
2.4. Collage direct hydrophile
2.4.1. Principes physiques
2.4.2. Technologie du collage direct hydrophile
2.5. Découpe
2.6. Recuits
3. Caractérisation des échantillons
3.1. Spectrométrie de Masse par Ions Secondaires
3.2. Microscopie Confocale
3.3. Microscopie Electronique en Transmission
3.3.1. Préparation des échantillons
3.3.2. Observation des échantillons
3.4. Microscope à Force Atomique
Chapitre 3 : Confinement de la fracture dans les couches enterrées Si:B et SiGe
1. Introduction
2. Etude de cloquage
2.1. Méthodologie
2.1.1. Description de l’étude de cloquage
2.1.2. Procédure d’identification des conditions favorables d’implantation et de traitement thermique
2.1.3. Analyse quantitative des images de microscopie confocale
2.2. Résultats pour la couche Si:B
2.2.1. Effet de la dose, de l’énergie d’implantation, de la température de recuit
2.2.2. Effet du dopage de bore
2.3. Résultats pour la couche SiGe
2.3.1. Effet de la dose d’hydrogène implantée
2.3.2. Effet de l’énergie d’implantation
2.3.3. Effet de la température de recuit
2.4. Conclusions de l’étude de cloquage
3. Essais de transfert
3.1. Description des essais
3.2. Tests de transfert à 500°C-1h
3.3. Cinétique de fracture
3.4. Mesures de rugosité après transfert
4. Etude du mécanisme de fracture avec une couche enterrée
4.1. Impact des couches enterrées sur le profil d’hydrogène
4.2. Impact des couches enterrées sur la localisation des défauts précurseurs de la fracture
4.2.1. Après implantation
4.2.2. Après recuit
Conclusion
Chapitre 4 : Diffusion et piégeage de l’hydrogène implanté dans des structures localement dopées de type Si/Si:B/Si
1. Introduction
2. Description des expériences
3. Analyse par Spectrométrie de Masse par Ions Secondaires
3.1. Profil après implantation
3.2. Recuits isothermes
3.3. Recuits isochrones
4. Microscopie Electronique à Transmission
4.1. Méthodes
4.1.1. Observations des platelets
4.1.2. Etude quantitative
4.2. Résultats
4.2.1. Images MET
4.2.2. Etude quantitative
4.2.3. Discussion des résultats
5. Modèle physique de diffusion et piégeage de l’hydrogène par les platelets
5.1. Pourquoi un modèle ?
5.2. Description du modèle physique
5.3. Modèle numérique
5.4. Effet des différents paramètres du modèle
5.5. Détermination du coefficient de diffusion et de l’énergie d’activation
Conclusion
Conclusion générale
Références

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