Etude et simulation de la siliciuration du nickel

Intérêt de la siliciuration

   L’amélioration des performances des circuits intégrés passe à la fois par une diminution de la taille caractéristique des dispositifs et par une augmentation de la densité d’intégration. Le problème, lié à cette réduction d’échelle, est de conserver au cours des générations un bon rapport entre la performance et la puissance consommée par le transistor. Parmi les caractéristiques du dispositif MOS, la constante de temps RC est un paramètre très important car il correspond au temps de réponse des circuits. R représente la résistance effective totale tandis que C est la capacité de la grille et des interconnexions. Plus cette constante est élevée, plus le temps de réaction du dispositif est lent. Lors de la réduction d’échelle des profondeurs de jonction et de longueur de grille, la résistance série devient donc un facteur clef car elle augmente considérablement. Pour surmonter ce problème, le siliciure a été introduit afin de réduire la résistance carrée du silicium dopé et du polysilicium.

Modèle de prévision séquentiel

   Dans une approche thermodynamique, Bené [Bené87] discute un critère fondé sur la vitesse de changement d’énergie libre appelé FEDR (Free Energy Degradation Rate), qui s’exprime ainsi -D∆G où D est le coefficient de diffusion de l’espèce mobile et ∆G la variation d’énergie libre pour former une phase. Soit un siliciure sous forme de deux phases, la croissance est susceptible d’être séquentielle ou simultanée. Au début de la réaction, la phase pour laquelle la formation génère le minimum de FEDR va commencer à croître, puis, quand la croissance d’une nouvelle phase réduit l’énergie du système plus vite que la croissance au cours de la première phase, alors la nucléation de cette nouvelle phase va commencer. Grâce à ce schéma, il est possible d’expliquer la formation d’une phase amorphe au début de la réaction de siliciuration. Gösele et al. ont utilisé le concept de FEDR pour prévoir la formation d’une phase amorphe en supposant qu’initialement la FEDR de la phase amorphe est la plus grande. A partir d’une épaisseur critique, la phase cristalline va pouvoir germer et consommer cette dernière. Récemment Zhang et al. [Zhang94] ont utilisé, à partir d’un modèle cinétique, la vitesse de dégradation de l’énergie libre pour prévoir la formation séquentielle de phases lorsqu’il y a plusieurs réactions possibles en concurrence. Il est intéressant de développer le modèle cinétique pour le système Ni/Si ; les notations sont identiques à celles de la publication. Dans ce modèle, la formation des siliciures se fait en trois étapes :
• Diffusion de l’espèce la plus mobile ou réactifs mobiles vers les interfaces réactives.
• Libération des espèces les moins mobiles ou réactifs immobiles dans le réseau qui se mélangent aux réactifs mobiles.
• Formation et croissance des phases.
Il existe une zone de réaction entre la phase en croissance et la phase consommée. L’espèce la plusmobile (supposé être le nickel) diffuse à travers la phase en croissance avec un flux J Ni et arrive dans la zone de réaction. L’espèce immobile de la phase consommée est libérée de son propre réseau avec une vitesse de libération r Si et se trouve ainsi dans la zone de réaction. Les réactifs Ni et Si se mélangent dans la zone de réaction et se réarrangent sur le réseau de la phase en croissance.

Découvertes récentes sur la séquence des phases

   Tout récemment, une multitude de phases ont été observées [Lavoie03]. Dans une certaine gamme de températures, plusieurs phases riches en Ni coexistent. Ni3Si apparaît initialement puis ensuite Ni5Si2 dans lequel le nickel diffuse très rapidement et qui est très proche de Ni2Si. De longs recuits ont aussi permis d’observer l’existence du Ni5Si2, de morphologie colonnaire, entre la phase Ni3Si et Ni2Si [Loo97] dans le cas de films massifs. Un autre travail récent [Rivero05], sur la croissance des phases du système Ni/Si en couche mince, permet d’évaluer les cinétiques de Ni2Si, Ni3Si2 et NiSi. Les auteurs proposent un mécanisme de séquence incluant la formation de Ni3Si2. Grâce à une étude couplée XRD et détermination de contraintes de croissance, une corrélation entre la croissance de chaque phase est mise en évidence. La Fig. I-17 montre que la phase Ni3Si2 apparaît pendant la formation de Ni2Si et que cette croissance atteint son maximum à 250°C environ. Puis cette phase disparaît. Elle pourrait être consommée par NiSi mais aussi par Ni2Si. Cette séquence relativement complexe montre que la phase Ni3Si2 joue un rôle très important dans les contraintes de croissance, et devra être prise en considération dans les simulations.

Les analyses sous incidence rasante

   Elles sont réalisées dans un système de diffraction qui comprend principalement un tube à anticathode de cuivre, un diffractomètre à haute résolution angulaire, un système de détection muni de fentes de Soller et d’un monochromateur plan en graphite. Lors de l’analyse, l’échantillon est fixe : il est placé sous un angle de 0,5° par rapport au faisceau incident. Le détecteur se déplace à la vitesse de 0,05° en 4 secondes. Ce mode permet d’accéder à des familles de plans réticulaires qui ne sont pas parallèles à la surface de l’échantillon. Il permet en outre d’augmenter le volume diffractant des couches minces grâce à la surface irradiée, plus importante sous incidence rasante que sous le mode θ2θ.

Table des matières

INTRODUCTION GENERALE
NOTATIONS ET ABBREVIATIONS
CHAPITRE I : GENERALITES
1. Introduction 
2. La siliciuration dans les technologies CMOS 
2.1. Intérêt de la siliciuration
2.2. Perspectives et propriétés des siliciures
2.3. La technologie SALICIDE
3. Changement de phases par diffusion réactive 
3.1. Aspect thermodynamique
3.1.1. Chaleur de formation
3.1.2. Composé défini
3.1.3. Réactions limitées par la nucléation
3.1.4. Réactions limitées par la diffusion
3.2. Modèle de prévision séquentiel
4. Le système Ni/Si 
4.1. Notions fondamentales
4.2. Découvertes récentes sur la séquence des phases
4.3. Mécanisme de diffusion en couche mince
4.3.1. Cristallographie des phases
4.3.2. Etat de l’art de la diffusion
4.3.3. Rôle des joints de grains lors de la croissance
4.3.4. Formalisme de la diffusion matrice / joint de grains
5. Le cadre de la modélisation mécanique 
5.1. Loi de comportement
5.1.1. Elasticité
5.1.2. Viscoplasticité
5.2. Loi cristallographique
5.3. Principes mécaniques de la courbure de plaques
5.3.1. Théorie des plaques
5.3.2. Application au bilame en couches minces
6. Conclusion générale du chapitre 
Références
CHAPITRE II : RESULTATS EXPERIMENTAUX
1. Introduction 
2. Aspects cinétiques du système Ni/Si 
2.1. Diffraction X 47
2.1.1. Méthode expérimentale
2.1.2. Nature des échantillons
2.1.3. Mesures
2.1.4. Conclusions de la partie diffraction X
2.2. Résistance carrée
2.2.1. Méthodes expérimentales
2.2.2. Nature des échantillons
2.2.3. Mesures
2.2.4. Discussion sur la résistivité
2.2.5. Extraction de grandeurs cinétiques
2.2.6. Conclusions de la partie Rs
3. Analyses microstructurales 
3.1. Analyses physico-chimiques
3.1.1. Les interfaces
3.1.2. Les hétérogénéités de compositions
3.2. Analyses des grains de NiSi
4. Mesure de rayon de courbure 
4.1. Méthodes expérimentales par réflexion laser
4.2. Nature et préparation des échantillons
4.2.1. Expérience de courbure in-situ
4.2.2. Expérience de courbure ex-situ
4.3. Recuit sous rampe de température constante
4.4. Mesure de courbure après la formation
5. Mesure de déformations locales 
5.1. La microscopie en faisceau convergent 8
5.1.1. Principe expérimental du LACBED
5.1.2. Le LACBED, un outil pour mesurer les déformations
5.2. Résultats LACBED 88
5.2.1. Mesure de l’épaisseur de la lamelle
5.2.2. Nature des échantillons
5.2.3. Coupe transversale
5.2.4. Coupe en vue de dessus
5.3. Conclusions du LACBED
6. Conclusion générale du chapitre 
Références
CHAPITRE III : MODELISATIONS
1. Introduction 
2. Modèle de siliciuration par EF 
2.1. Origine et explication des modèles en bêta
2.1.1. Modèle de siliciuration
2.1.2. Modèle en bêta
2.1.3. Application au changement de phase
2.1.4. Application au système Ni/Si
2.2. Modélisation de la diffusion
2.2.1. Généralités
2.2.2. Application au système Ni/Si
2.3. Problèmes couplés
2.3.1. Principes généraux
2.3.2. Application au système Ni/Si
2.4. Conclusions sur le modèle de siliciuration
3. Modèle de siliciuration semi-analytique 
3.1. Mesure de rayon de courbure
3.2. Modélisation de l’évolution du rayon de courbure
3.2.1. Origines des déformations dans le système Ni/Si
3.2.2. Hypothèses cinématiques
3.2.3. Décomposition des déformations dans le métal
3.2.4. Décomposition des déformations dans le siliciure
3.2.5. Comportement mécanique
3.3. Siliciuration sous recuit anisotherme
3.4. Simplification dans le cas isotherme
3.5. Conclusion du modèle semi-analytique
4. A model for the silicon mechanical behaviour 
4.1. Introduction
4.2. Constitutive equation for single crystal model
4.2.1. Constitutive equation and flow rule
4.2.2. Hardening rules
4.2.3. Model of crystal plasticity
4.3. Modeling of the yield points
4.4. Calibration and discussion of the model
4.5. Application to stress induced by Ti silicide lines
4.6. Application to stress induced by STI
5. Conclusion générale du chapitre 
Références
CHAPITRE IV : SIMULATIONS DE PROCEDES
1. Introduction 
2. Calibration des modèles 
2.1. Calibration du modèle semi-analytique par optimisation
2.1.1. Nature des échantillons
2.1.2. Croissance de grain
2.1.3. Croissance de Ni2Si
2.1.4. Comportement de NiSi
2.2. Calibration du modèle de siliciuration en bêta
2.2.1. Calibration de la cinétique
2.2.2. Calibration de la mécanique
3. Application dans l’environnement du transistor 
3.1. Contrainte pendant la formation
3.1.1. Contrainte transmise dans le substrat lors de la formation
3.1.2. Gestion de l’anisotropie de diffusion
3.2. Contrainte après la formation
3.2.1. Contrainte de zone active pour un transistor 65nm
3.2.2. Contrainte de grille pour un transistor 65nm
3.2.3. Influence de la longueur de grille
4. Validation et critique du modèle 
4.1. Caractérisation par CBED
4.1.1. Nature et préparation de l’échantillon
4.1.2. Cadre et hypothèses de la simulation
4.1.3. Méthodologie pour l’interprétation des déformations
4.1.4. Résultats CBED
4.2. Discussion des résultats
5. Conclusion générale du chapitre 
Références
CONCLUSION GENERALE
ANNEXE

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