conception de diodes schottky sur 3c

Transcription

UNIVERSITÉ FRANÇOIS - RABELAIS
DE TOURS
ÉCOLE DOCTORALE SST
Laboratoire de Microélectronique de Puissance
THÈSE
présentée par :
Anne-Elisabeth BAZIN
soutenue le : 28 Mai 2009
pour obtenir le grade de : Docteur de l’université François - Rabelais
Discipline/ Spécialité : Electronique
CONCEPTION DE DIODES
SCHOTTKY SUR 3C-SIC
EPITAXIE SUR SILICIUM
THÈSE dirigée par :
ALQUIER Daniel
Professeur, Université François - Rabelais
RAPPORTEURS :
PLANSON Dominique
PONS Michel
Professeur, INSA de Lyon
Directeur de Recherche, SIMAP CNRS UMR 5616
JURY :
ALQUIER Daniel
CONTRERAS Sylvie
COLLARD Emmanuel
MICHAUD Jean-François
PLANSON Dominique
PONS Michel
ZEKENTES Konstantinos
ZIELINSKI Marcin
Professeur, Université François - Rabelais
Chargée de Recherche, GES CNRS UMR 5650
Docteur, STMicroelectronics
Maître de conférence, Université François - Rabelais
Professeur, INSA de Lyon
Directeur de Recherche, SIMAP CNRS UMR 5616
Directeur de Recherche, MRG - IESL - FORTH
Docteur-Ingénieur, NOVASiC
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Remerciements
Cette thèse s’est déroulée au sein du Laboratoire de Microélectronique de Puissance (LMP)
de l’Université François Rabelais de Tours et au sein du service Recherche et Développement
de STMicroelectronics Tours. Je tiens à remercier Laurent Ventura (Directeur du LMP) et
Christian Nopper (Directeur du service R&D) de m’avoir accueillie dans leur service.
Je tiens à remercier Daniel Alquier mon directeur de thèse, Emmanuel Collard mon encadrant
au sein de STMicroelectronics et Jean-François Michaud, co-encadrant de ma thèse. Je les
remercie tous les trois pour toute l’aide qu’ils m’ont apportée durant ma thèse et pour leurs
précieux conseils.
Je remercie Dominique Planson, Professeur à l’Institut National des Sciences Appliquées
(INSA) de Lyon et Michel Pons, Directeur de Recherche au Laboratoire de Science et
Ingénierie des Matériaux et Procédés (SIMAP-CNRS) de Grenoble, pour l’intérêt qu’ils ont
porté à ce travail en acceptant d’en être les rapporteurs.
Je tiens à remercier Konstantinos Zekentes, Directeur de Recherche à Foundation of Research
and Technology (FORTH) de Heraklion en Grèce pour l’honneur qu’il m’a fait de présider le
jury.
Je remercie Sylvie Contreras, Chargée de Recherche au Groupe d’Etude des Semiconducteurs
(GES) de l’Université Montpellier II, et Marcin Zielinski, Ingénieur de la société NOVASiC
au Bourget du Lac pour avoir accepté d’être membres du jury.
Je remercie Jean-Yves Duboz, directeur du Centre de Recherche sur l’Hétéroépitaxie et ses
Applications (CRHEA) de Valbonne de m’avoir accueillie durant trois mois au début de la
thèse. Merci à l’équipe SiC, André Leycuras (grand fan de mes mousses au chocolat avec
blancs en neige montés à la main), Marc Portail (elle est où ta chemise Marc ?), Thierry
Chassagne (le plus grand de l’équipe, je me trompe ?) et Marcin Zielinski (quelqu’un m’avait
dit de me méfier d’un grand un peu dégarni… un certain mpo pour ne pas le citer… Pas eu
besoin, il a été adorable ;o). Merci à eux pour leur bonne humeur, leurs substrats, les recuits,
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les mesures en spectroscopie infrarouge (FTIR), leurs conseils, les gâteaux et surtout le
Tiramisu de Marc !
Je n’oublie pas les membres du CRHEA que j’ai rencontré durant ce séjour, merci à eux pour
leur aide et leurs conseils qui m’ont aidé à bien démarrer cette thèse. Je les remercie
également pour la bonne ambiance au quotidien au sein du labo, pour les goûters à la cafet’ et
les soirées karaoké dans l’amphi.
Je remercie la société NOVASiC pour les couches de 3C-SiC épitaxiées sur silicium, les
polissages et pour les discussions que nous avons eues durant la thèse.
Je tiens à remercier Mr. Daniel Turover, Président de Siltronix, pour les discussions que nous
avons eues durant ma thèse.
Je remercie Frédéric Cayrel, Maître de Conférences au LMP, pour les coupes FIB et les
analyses en microscopie électronique en transmission (STEM) qu’il a effectué sur nos
échantillons. Je le remercie également pour son soutien et son amitié. Je ne peux pas écrire
ces remerciements sans parler de tes macarons Fred, les meilleurs au monde ça c’est sûr !!
Merci pour le tup’ dans le frigo, quand tu veux pour venir donner à manger à Mercure ;-)
Je
remercie
Cécile
Autret-Lambert,
Maître
de
Conférences
au
Laboratoire
d’Electrodynamique des Matériaux Avancés (LEMA) de l’Université de Tours pour avoir
réalisé de nombreuses et magnifiques analyses en microscopie électronique en transmission
(TEM).
Je remercie Houssny Bouyanfif, Maître de Conférences au Laboratoire de Physique de la
Matière Condensée (LPMC) de l’Université de Picardie pour les mesures en Diffractométrie
des Rayons X (DRX) qu’il a effectuées lorsqu’il était Ingénieur de Recherche au LEMA.
Merci également à Virginie Grimal, Ingénieur de Recherche au Centre d’Etude et de
Recherche Technologique en Microélectronique (CERTeM) et Aline Méritan, Ingénieur Alten
détachée chez STMicroelectronics pour les mesures DRX réalisées.
Je remercie Sylvie Contreras, Sandrine Juillaguet et Leszek Konczewicz du GES de
l’Université Montpellier II pour les mesures d’effet Hall qu’ils ont réalisées et pour m’avoir
aidée à interpréter les résultats.
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Je remercie Christiane Dubois de l’Institut des Nanotechnologies de l’INSA de Lyon pour les
mesures SIMS qu’elle a effectuées sur nos échantillons et pour avoir répondu à nos questions.
Un grand merci à mes collègues du service R&D pour avoir répondu à mes questions et pour
la bonne ambiance qu’ils font au quotidien. Merci à Dominique Génard pour sa grande
disponibilité, toujours là quand on a besoin de lui ! Un p’tit clin d’œil à Anne-So, Aurélie,
Framboise, Laure, Nicole et Séverine d’avoir pris si souvent le café avec moi et pour leur
amitié. Bon d’accord, on n’a pas bu que du café mais c’était pas au boulot einh !
Je remercie Anne-So (M’man), Armelle (Maman), Babette, Béa, Dom, Guigui, Hélène,
Laure, Philippe&Philippe, Steph et Véro pour tout le sport que vous m’avez fait faire ! Quel
plaisir de courir et nager avec vous et de mériter la récompense du riz au caramel (ou plutôt
du caramel au riz) à l’arrivée. Et pour la Dream Team M’man, Babette, Béa, Patate, Steph et
Véro, à quand le prochain pourrissage du bureau de Maman ?
Je remercie mes collègues du LMP pour la bonne ambiance qu’ils ont toujours mis au
laboratoire. AnneZab soutient sa thèse ? Première nouvelle !!! Bah alors, tu viens plus aux
soirées ? Un merci particulier au Dr. MT, il me prend pour sa p’tite sœur car je lui ressemble
et je peux dire que c’est un bon grand frère ! Merci à Seb Schnappi et à P’tit Seb pour leur
soutien pendant la rédaction et d’avoir participé à mes craquages… Seb, on remet à plus tard
le vol du poster A0 dans le labo… Merci à Xi Song qui a tout fait pour qu’on ait des derniers
résultats… Toujours des délais pour des pièces de rechange, bon courage pour ta thèse Xi!
Merci à Jef pour toutes les lectures et relectures de ce manuscrit, j’ai beaucoup apprécié de
travailler avec toi et d’avoir été ta voisine de bureau durant cette dernière année. Merci à
Daniel, qui est un très bon directeur de thèse et également un bon camarade le soir après le
travail ;) (je te devais bien ça…) Je ne vais pas faire la liste de tous les membres du
laboratoire, ils sont nombreux et je risque d’en oublier… Merci à vous tous pour la bonne
humeur que vous mettez tous les jours.
Je remercie ma famille qui m’a donné goût à faire des études et à ne jamais abandonner.
Merci à mes parents, à mes frères Dominique, Emmanuel et Benoît, à ma belle sœur Angéline
et à mon p’tit n’veu Clovis qui est venu embellir cette fin de thèse, à ma sœur Marie-Agnès
(Tu vas m’en vouloir mais c’est ton prénom Marie ! J’aurais pu écrire Maragnès…) Richard
mon beauf, Audrey et Justine mes chipies de nièces (Tante Anne-Elisabeth devenue Docteur
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Tata :o). Merci à eux pour leur soutien. Un clin d’œil particulier à ma « P’tite » sœur pour les
coups de fils d’après 20h, les vacances et week-ends à la montagne, les excursions sur les
glaciers, les randonnées qui en mettent plein les yeux…
Merci aux insaïens : Benoît, Chris, Julie, Julien, Laure, Luc, Miguel, Myriam, Simina que je
ne vois pas très souvent malheureusement depuis quelques temps, mais on va se rattraper ! Et
les iutiens : Cécile, Lorraine, Mathieu et Yaya, quand vous voulez pour une dégust’ à
Bourgueil et on n’oubliera pas d’emmener Lorraine, on en goûte plus quand elle est là !
Un grand merci à Céclie, Jef, Fred, Mathieu, Romain, Seb, Vinie et Yaouen pour les apéros
place Plum’ ou à la Guinguette ou encore les apéros concerts surtout chez Romain (enfin
quand il avait encore une gratte…). Céclie j’espère que tu refais de la cerise cette année ! Et
merci à Madame Patate pour m’avoir donné le grade de Tata de sa p’tite Pastek, pour la
confiture et pour la bière du dimanche, la meilleure sans aucun doute !
Voilà, les remerciements sont écrits, un peu dans le désordre et j’espère n’avoir oublié
personne… Pour terminer, ou pour commencer puisque c’est le contenu de ma thèse qui vient
juste derrière, je voulais donner une petite recette à ne pas réaliser en salle blanche car très
odorante :-) mais à savourer :
La Teurgoule : 1 litre de lait, 100 g de sucre, 100 g de riz, 1 gousse de vanille, 1 noix de
beurre. Mettre le tout dans une terrine et enfourner pendant 3 heures environ à 120-150 °C.
Remuer de temps en temps pour casser la croûte et la bonne odeur vous indiquera quand c’est
cuit. Bon appétit !
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Résumé
Les besoins en diodes Schottky de puissance n’ont cessé d’augmenter ces dernières années.
Le carbure de silicium (SiC) est le matériau phare pour la réalisation de ce type de diode pour
des tensions élevées (> 300V) en raison de ses propriétés thermiques et électriques. C’est un
semiconducteur à large bande interdite qui possède une tenue en tension et en température très
supérieure à celle envisageable avec le silicium. Des diodes réalisées avec le polytype 4H-SiC
sont déjà commercialisées. Les difficultés d’élaboration et le coût relativement élevé de ce
polytype ont suscité un intérêt particulier pour le 3C-SiC épitaxié sur silicium. En effet, le
substrat de silicium est peu onéreux et le procédé d’épitaxie permet de faire croître seulement
l’épaisseur nécessaire à l’application visée. La qualité du 3C-SiC/Si et le diamètre des
substrats n’a cessé de s’améliorer ces dernières années rendant ainsi ce matériau très attractif
pour la réalisation de diodes Schottky de puissance. Toutefois, la maîtrise de plusieurs étapes
technologiques clés est nécessaire pour réaliser une diode Schottky complète.
Dans ce travail, nous avons d’abord étudié les contacts ohmiques sur 3C-SiC fortement dopé
in situ. Nous avons réalisé des contacts en nickel et en titane-nickel recuits à 1050 °C qui ont
montré une faible résistance spécifique de contact (~10-5 .cm2). Des contacts en aluminium
et en titane-or recuits respectivement à 500 °C et 600 °C ont montré une valeur de résistance
spécifique de contact similaire à celle obtenue avec les contacts en nickel et en titane-nickel.
Ces résultats offrent donc deux fenêtres de température de recuit des contacts qui pourront
s’adapter à un procédé de diode à basse ou à haute température. Notre étude s’est ensuite
portée sur la réalisation de contacts ohmiques sur 3C-SiC implanté (azote ou phosphore). Les
contacts en titane-nickel ont montré des résultats similaires à ceux obtenus sur 3C-SiC dopé in
situ et ce, malgré les nombreux défauts présents dans la couche après implantation et recuit
d’activation.
Nous avons, ensuite, réalisé des contacts Schottky en nickel et en platine sur 3C-SiC non
intentionnellement dopé. Les contacts en nickel ont montré une caractéristique redresseuse
après recuit à 800 °C. Le facteur d’idéalité de ces anodes a été évalué à 1,90 et la hauteur de
barrière à 0,54 eV. Les contacts en platine recuits à 500 °C ont montré des meilleurs résultats
avec un facteur d’idéalité de 1,24 et une hauteur de barrière de 0,56 eV.
Dans ce travail, nous avons déterminé des conditions de contacts ohmiques sur 3C-SiC dopé
in situ ou implanté (azote ou phosphore). Nous avons également effectué une première étude
sur la faisabilité de diodes pseudo-verticales (mesa) et de diodes verticales. Ces structures
7
nous ont permis d’identifier les conditions (métal, température de recuit, …) qui permettent
d’obtenir des contacts redresseurs sur 3C-SiC non intentionnellement dopé. Ces différentes
étapes technologiques pourront être intégrées à une structure diode Schottky latérale
complète.
Mots clés : 3C-SiC, contact ohmique, TLM, résistance spécifique de contact, implantation,
contact Schottky, facteur d’idéalité, hauteur de barrière.
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Abstract
The needs in power Schottky diodes have been increasing during the last years. Silicon
carbide (SiC) is a suitable material for carrying out this sort of diode due to its thermal and
electrical properties. SiC is a wide band gap semiconductor which provides greater
performances at high voltage and at high temperature than those of silicon devices. Schottky
diodes, made with the 4H-SiC polytype, are already commercialized. The elaboration
difficulties and the relatively high cost of this polytype have launched a particular interest for
the 3C-SiC polytype which can be heteroepitaxially grown on low cost silicon substrates.
Indeed, in such conditions, only the required silicon carbide thickness has to be grown
according to the targeted application. In recent years, the quality and the diameter of the 3CSiC/Si substrates have been improving giving this material very attractive for future power
Schottky diodes. However, the control of different key process steps is necessary to make a
complete Schottky diode.
In this work, we have first studied the ohmic contacts on in situ highly doped 3C-SiC. We
have carried out nickel and titanium-nickel contacts annealed at 1050 °C which have
exhibited low specific contact resistance (~10-5 .cm2). Aluminium and titanium-gold
contacts, respectively annealed at 500 and 600 °C, have shown a similar specific contact
resistance value than those obtained with nickel and titanium-nickel contacts. These results
give two annealing temperature process windows to carry out ohmic contacts which will fit a
diode process at low or high temperature. Then, our study focused on the achievement of
ohmic contacts on implanted 3C-SiC (nitrogen or phosphorus). The titanium-nickel contacts
have demonstrated results similar than those obtained on in situ highly doped 3C-SiC in spite
of the presence of numerous defects in the implanted layer even after post-implantation
annealing.
Then, we have studied nickel and platinum contacts on non intentionally doped 3C-SiC. The
nickel contacts have shown rectifying behaviour after annealing at 800 °C. The ideality factor
and the barrier height of these anodes have been evaluated to respectively 1.90 and 0.54 eV.
The platinum contacts annealed at 500 °C demonstrate the best results with an ideality factor
of 1.24 and a barrier height of 0.56 eV.
In this work, we have determined different conditions to carry out ohmic contacts on in situ
highly doped and implanted 3C-SiC (nitrogen or phosphorus). We have also studied the
feasibility of pseudo-vertical and vertical diodes. With these structures, we have established
9
different conditions (metal, annealing temperature, ...) to have rectifying contacts on non
intentionally doped 3C-SiC. These different process steps will be integrated in a complete
lateral Schottky diode.
Keywords : 3C-SiC, ohmic contact, TLM, specific contact resistance, implantation, Schottky
contact, ideality factor, barrier height.
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Table des matières
Remerciements ........................................................................................................................... 3
Résumé ....................................................................................................................................... 7
Abstract ...................................................................................................................................... 9
Introduction générale................................................................................................................ 25
Chapitre 1 : Présentation générale du carbure de silicium ....................................................... 29
1- Structure de base et polytypisme du SiC ......................................................................... 30
2- Elaboration du matériau................................................................................................... 31
2-1 Méthode de Acheson.................................................................................................. 32
2-2 Méthode de Lely ........................................................................................................ 32
2-2-1 Méthode de Lely................................................................................................. 32
2-2-2 Méthode de Lely modifiée.................................................................................. 33
2-2-3 Défauts dans le SiC massif ................................................................................. 34
2-3 Epitaxie du SiC .......................................................................................................... 34
2-3-1 Dépôt chimique en phase vapeur........................................................................ 34
2-3-2 Homoépitaxie...................................................................................................... 35
2-3-3 Hétéroépitaxie..................................................................................................... 36
2-3-4 Défauts dans le 3C-SiC/Si .................................................................................. 38
3- Quelques propriétés du SiC ............................................................................................. 40
3-1 Propriétés physico-chimiques .................................................................................... 40
3-2 Propriétés électriques et thermiques .......................................................................... 41
3-2-1 Bande interdite.................................................................................................... 42
3-2-2 Champ critique ................................................................................................... 44
3-2-3 Vitesse de saturation et mobilité des électrons ................................................... 45
3-2-4 Conductivité thermique ...................................................................................... 45
4- Technologie des composants en SiC................................................................................ 45
4-1 Dopage ....................................................................................................................... 45
4-1-1 Dopage in situ..................................................................................................... 46
4-1-2 Dopage localisé par implantation ionique .......................................................... 46
4-2 Gravure ...................................................................................................................... 47
4-2-1 Gravure chimique ............................................................................................... 47
4-2-2 Gravure sèche ..................................................................................................... 47
4-3 Métallisation .............................................................................................................. 49
4-3-1 Etat de l’art du contact ohmique sur SiC............................................................ 50
4-3-2 Etat de l’art du contact Schottky sur SiC............................................................ 52
5- Etat de l’art des composants Schottky SiC ...................................................................... 54
5-1 Diodes Schottky de puissance.................................................................................... 54
5-2 Avancées récentes en 3C-SiC .................................................................................... 56
11
6- Conclusion du chapitre 1 ................................................................................................. 57
Bibliographie du chapitre 1 .................................................................................................. 58
Chapitre 2 : Techniques de mesures physico-chimiques et électriques - Caractérisation du 3CSiC/Si - ..................................................................................................................................... 65
1- Caractérisation physico-chimique des couches de 3C-SiC.............................................. 66
1-1 Analyse par DRX....................................................................................................... 66
1-1-1 Principe de la mesure DRX ................................................................................ 66
1-1-2 Etude de l’orientation cristalline du 3C-SiC....................................................... 67
1-2 La microscopie électronique en transmission appliquée au 3C-SiC épitaxié sur
silicium ............................................................................................................................. 69
1-2-1 Principe du TEM ................................................................................................ 69
1-2-2 Préparation des échantillons au FIB ................................................................... 70
1-2-3 Résultats TEM appliqués au 3C-SiC .................................................................. 72
1-3 Mesures de quelques propriétés de la couche de 3C-SiC par FTIR .......................... 75
1-3-1 Principe du FTIR ................................................................................................ 75
1-3-2 Détermination de l’épaisseur .............................................................................. 76
1-3-3 Qualité de la couche de 3C-SiC.......................................................................... 78
1-4 Mesure de la concentration des dopants dans le 3C-SiC par SIMS........................... 79
1-4-1 Principe de la spectroscopie de masse des ions secondaires (SIMS) ................. 79
1-4-2 Modes de fonctionnement .................................................................................. 80
1-4-3 Concentration des impuretés dopantes dans le 3C-SiC de type n fortement dopé
...................................................................................................................................... 81
1-6 Mesure de la rugosité du 3C-SiC ............................................................................... 82
1-6-1 Principe de la microscopie à force atomique...................................................... 83
1-6-2 Principe de la profilométrie optique ................................................................... 84
1-6-3 Mesure de la rugosité du 3C-SiC........................................................................ 85
1-7 Mesure de la courbure des plaquettes de 3C-SiC/Si .................................................. 87
1-7-1 Equipement utilisé .............................................................................................. 87
1-7-2 Mesure du voile et de la flèche........................................................................... 88
2- Caractérisation électrique du 3C-SiC............................................................................... 90
2-1 Théorie du contact métal-semiconducteur ................................................................. 90
2-1-1 Cas idéal ............................................................................................................. 91
2-1-2 Cas réel ............................................................................................................... 95
2-1-3 Effet Schottky ..................................................................................................... 95
2-1-4 Les différents mécanismes de transport du courant dans une jonction métalsemiconducteur............................................................................................................. 96
2-2 Contact ohmique : détermination de la résistance spécifique de contact................... 98
2-2-1 TLM linéaires ..................................................................................................... 98
2-2-2 TLM circulaires ................................................................................................ 101
2-2-3 Les motifs TLM réalisés sur le masque............................................................ 103
12
2-2-4 Caractéristique courant-tension I(V) ................................................................ 106
2-2-5 Mesure de la résistance totale........................................................................... 106
2-3 Contact Schottky : détermination de la hauteur de barrière et du facteur d’idéalité 107
2-3-1 Mesure I(V) et extraction de  et B................................................................. 107
2-3-2 Les motifs diodes réalisés sur le masque.......................................................... 109
3- Conclusion du chapitre 2 ............................................................................................... 110
Bibliographie du chapitre 2 ................................................................................................ 112
Chapitre 3 : Réalisation de contacts ohmiques sur 3C-SiC.................................................... 115
1- Présentation et préparation des substrats ....................................................................... 116
1-1 Matériau et métaux utilisés ...................................................................................... 116
1-2 Préparation des substrats et procédé de réalisation des contacts ............................. 117
1-2-1 Nettoyage des échantillons ............................................................................... 117
1-2-2 Dépôt des métaux ............................................................................................. 118
1-2-3 Réalisation des contacts.................................................................................... 118
2- Contact ohmique sur 3C-SiC dopé in situ...................................................................... 120
2-1 Contacts en nickel .................................................................................................... 120
2-1-1 Résistance spécifique de contact en fonction du niveau de dopage du 3C-SiC120
2-1-2 Influence de la température de recuit sur la résistance spécifique de contact .. 122
2-2 Simulation des structures TLM sous Sentaurus....................................................... 126
2-2-1 Structures étudiées............................................................................................ 127
2-2-2 Structures TLM non isolées.............................................................................. 128
2-2-3 Structures TLM isolées..................................................................................... 132
2-2-4 Etude des motifs TLM circulaires .................................................................... 135
2-2-5 Conclusion sur les simulations ......................................................................... 135
2-3 Caractérisation physique des contacts en nickel...................................................... 136
2-4 Contacts en titane-nickel.......................................................................................... 142
2-4-1 Influence de la température de recuit sur la résistance spécifique de contact .. 142
2-4-2 Influence du nettoyage sur la résistance spécifique de contact ........................ 144
2-4-3 Caractérisation physique des contacts .............................................................. 145
2-5 Conclusion sur les contacts en nickel et en titane-nickel......................................... 148
2-6 Contacts en aluminium ............................................................................................ 150
2-6-1 Caractérisation électrique des contacts en aluminium...................................... 150
2-6-2 Caractérisation physique des contacts en aluminium ....................................... 151
2-6-3 Conclusion sur les contacts en aluminium ....................................................... 153
2-7 Contacts en titane-or ................................................................................................ 153
2-7-1 Caractérisation électrique des contacts en titane-or ......................................... 153
2-7-2 Caractérisation physique des contacts en titane-or........................................... 155
2-7-3 Conclusion sur les contacts en titane-or ........................................................... 156
13
2-8 Conclusion sur les contacts ohmiques réalisés sur 3C-SiC dopé in situ durant
l’épitaxie......................................................................................................................... 156
3- Contact ohmique sur 3C-SiC implanté .......................................................................... 156
3-1 Simulation du profil d’implantation......................................................................... 157
3-2 Implantation phosphore ........................................................................................... 158
3-2-1 Conditions expérimentales ............................................................................... 158
3-2-2 Caractérisation physique des couches de 3C-SiC implanté phosphore............ 159
3-2-3 Caractérisation physique des contacts en Ti-Ni réalisés sur 3C-SiC implanté
phosphore ................................................................................................................... 164
3-2-4 Caractérisation électrique des contacts en Ti-Ni réalisés sur 3C-SiC implanté
phosphore ................................................................................................................... 167
3-3 Implantation azote.................................................................................................... 170
3-3-1 Conditions expérimentales ............................................................................... 170
3-3-2 Caractérisation physique des couches de 3C-SiC implanté azote .................... 171
3-3-3 Caractérisation physique des contacts en Ti-Ni réalisés sur 3C-SiC implanté
azote ........................................................................................................................... 178
3-3-4 Caractérisation électrique des contacts en Ti-Ni réalisés sur 3C-SiC implanté
azote ........................................................................................................................... 181
3-4 Conclusion sur les contacts ohmiques réalisés sur 3C-SiC dopé par implantation
ionique............................................................................................................................ 182
Chapitre 4 : Réalisation de contacts Schottky sur 3C-SiC ..................................................... 187
1- Réalisation de diodes pseudo-verticales ........................................................................ 188
1-1 Procédé de fabrication.............................................................................................. 188
1-1-1 Réalisation du contact ohmique........................................................................ 189
1-1-2 Réalisation du contact Schottky par la méthode du « lift-off » ........................ 191
1-2 Compatibilité des couches de 3C-SiC avec le composant ....................................... 192
1-2-1 Epaisseur des couches de 3C-SiC..................................................................... 192
1-2-2 Concentration en dopants des couches de 3C-SiC ........................................... 193
1-2-3 Rugosité de la surface du 3C-SiC..................................................................... 194
1-3 Réalisation des diodes pseudo-verticales................................................................. 195
1-3-1 Gravure plasma du 3C-SiC nid/n+ .................................................................... 195
1-3-2 Contacts ohmiques sur 3C-SiC gravé............................................................... 199
1-3-3 Contacts Schottky ............................................................................................. 201
1-4 Conclusion sur les diodes pseudo-verticales réalisées sur 3C-SiC.......................... 204
2- Réalisation de diodes verticales sur 3C-SiC (100) ........................................................ 205
2-1 Caractérisation de la surface de la couche de 3C-SiC (100) utilisée ....................... 205
2-2 Réalisation des diodes.............................................................................................. 206
2-3 Caractérisation électrique des diodes réalisées sur 3C-SiC (100) ........................... 207
14
2-3-1 Contacts en nickel............................................................................................. 207
2-3-2 Contacts en platine............................................................................................ 213
2-3-3 Conclusion sur les diodes verticales réalisées sur 3C-SiC (100)...................... 215
3- Réalisation de diodes verticales sur 3C-SiC (111) ........................................................ 216
3-1 Caractérisation de la surface de la couche de 3C-SiC (111) utilisée ....................... 216
3-2 Réalisation des diodes.............................................................................................. 217
3-3 Caractérisation électrique des diodes....................................................................... 218
3-3-1 Contacts en nickel............................................................................................. 218
3-3-2 Contacts en platine............................................................................................ 220
3-3-3 Conclusion sur les diodes verticales réalisées sur 3C-SiC (111)...................... 221
4- Réalisation de diodes latérales sur 3C-SiC (100) .......................................................... 221
4-1 Réalisation du niveau zéro ....................................................................................... 222
4-2 Réalisation de l’anneau de garde et de la zone n+ par implantation ........................ 223
4-2-1 Réalisation de l’anneau de garde par implantation de bore.............................. 223
4-2-2 Dopage localisé du 3C-SiC par implantation d’azote ...................................... 225
4-2-3 Recuit d’activation des dopants........................................................................ 226
4-3 Réalisation des contacts ........................................................................................... 226
4-3-1 Contacts ohmiques............................................................................................ 226
4-3-2 Contacts Schottky ............................................................................................. 227
4-3-3 Epaississement des contacts ............................................................................. 227
Conclusion générale ............................................................................................................... 233
Annexes.................................................................................................................................. 237
Bibliographie des annexes.................................................................................................. 248
Résumé ................................................................................................................................... 254
Abstract .................................................................................................................................. 254
15
Liste des tableaux
Tableau 1 : Quelques propriétés physiques du SiC comparées à celles du Si, du diamant et du
GaN. ......................................................................................................................................... 41
Tableau 2 : Champ de claquage du 3C-SiC et du 4H-SiC comparé à celui du silicium. ......... 44
Tableau 3 : Contacts ohmiques sur 3C-SiC de type n. Le dépôt de plusieurs couches
métalliques est indiqué par un « / » où le métal situé à gauche correspond à celui directement
déposé sur le SiC. ..................................................................................................................... 51
Tableau 4 : Contacts Schottky sur 3C-SiC de type n. .............................................................. 53
Tableau 5 : Contacts Schottky sur 3C-SiC de type p. .............................................................. 54
Tableau 6 : Caractéristiques électriques des diodes Schottky en SiC disponibles actuellement
sur le marché. ........................................................................................................................... 55
Tableau 7 : Dimensions des c-TLM présents sur le masque.................................................. 105
Tableau 8 : Travail de sortie des métaux disponibles dans le bâti de pulvérisation. ............. 116
Tableau 9 : Procédé de nettoyage réalisé sur le 3C-SiC avant dépôt des métaux.................. 117
Tableau 10 : Vitesse de dépôt des différents métaux présents dans le bâti de pulvérisation
lorsque PCH = 5 mTorr et Pgéné = 500 W................................................................................. 118
Tableau 11 : Solutions chimiques utilisées pour graver les différentes métallisations.......... 119
Tableau 12 : Paramètres de géométrie et dopage utilisés pour les simulations. .................... 128
Tableau 13 : Différents nettoyages du 3C-SiC testés avant dépôt du Ti-Ni. ......................... 144
Tableau 14 : Energies et doses associées pour l’implantation de phosphore......................... 159
Tableau 15 : Conditions de recuit des échantillons après implantation. ................................ 159
Tableau 16 : Energies et doses associées pour l’implantation d’azote. ................................. 170
Tableau 17 : Conditions de recuit des échantillons après implantation. ................................ 171
Tableau 18 : Meilleurs résultats de résistance spécifique de contact obtenus à partir des motifs
c-TLM. ................................................................................................................................... 184
Tableau 19 : Traitement réalisé avant dépôt du Ni. ............................................................... 211
Tableau 20 : Meilleurs résultats de  et B obtenus pour les diodes en Ni et en Pt sur 3C-SiC
(100). ...................................................................................................................................... 215
Tableau 21 : Energies et doses associées pour l’implantation de bore utilisées pour la
réalisation de la diode latérale................................................................................................ 223
Tableau 22 : Energies et doses associées pour l’implantation d’azote utilisées pour la
réalisation de la diode latérale................................................................................................ 225
Tableau 23 : Meilleurs résultats de  et B obtenus pour les diodes en Ni et en Pt sur 3C-SiC.
................................................................................................................................................ 228
16
Liste des figures
Figure 1 : Détecteur en carborundum commercialisé par la société Carborundum Company
Niagara Falls. ........................................................................................................................... 29
Figure 2 : (a) Unité structurale de base du SiC. (b) Second tétraèdre tourné de 180° autour de
la direction d’empilement......................................................................................................... 30
Figure 3 : (a) Empilement des plans de sphères de liaison Si-C : positions relatives des plans.
(b) Chaque sphère représente une liaison SiC.......................................................................... 30
Figure 4 : Les trois polytypes de SiC les plus connus vus du plan [11 2 0]. De gauche à
droite : 4H-SiC, 6H-SiC et 3C-SiC. ......................................................................................... 31
Figure 5 : Schéma du dispositif de synthèse de SiC par la méthode de Lely........................... 32
Figure 6 : Schéma du dispositif de synthèse de SiC par la méthode de Lely modifiée. .......... 33
Figure 7 : Représentation de la croissance sur 6H-SiC : (a) croissance d’îlots de 3C-SiC sur
substrat orienté et (b) de 6H-SiC sur substrat désorienté. ........................................................ 36
Figure 8: Vue schématique de la surface du Si(001) faite d’ondulations. ............................... 38
Figure 9 : Schéma des deux types de SF qui apparaissent lors de la croissance de 3C-SiC sur
Si ondulé................................................................................................................................... 39
Figure 10 : Schéma de la méthode ‘Switch Back Epitaxy’...................................................... 39
Figure 11 : Stents recouverts de SiC ........................................................................................ 41
Figure 12 : Schéma de la structure de bande d’un semiconducteur à transition de bande (a)
directe et (b) indirecte .............................................................................................................. 42
Figure 13 : Variation de la largeur de bande interdite en fonction de la température pour les
polytypes 3C, 4H et 6H-SiC..................................................................................................... 44
Figure 14 : Caractéristique I(V) (a) d’un contact ohmique et (b) d’une diode idéale.............. 50
Figure 15 : Comparaison de la taille d’un PFC (80 kHz) fabriqué avec des diodes Schottky en
Si à gauche et un PFC (200 kHz) fabriqué avec des diodes Schottky en SiC à droite............. 55
Figure 16 : Schéma de principe de la diffraction des rayons X. .............................................. 66
Figure 17 : Diagramme de diffraction d’une couche de 3C-SiC fortement dopée épitaxiée sur
Si (100)..................................................................................................................................... 68
Figure 18 : Diagramme de diffraction d’une couche de 3C-SiC fortement dopée épitaxiée sur
Si (111)..................................................................................................................................... 68
Figure 19 : Diagramme de diffraction selon l’angle φ d’une couche de 3C-SiC fortement dopé
épitaxié sur Si (100). ................................................................................................................ 69
Figure 20 : Schéma de principe de fonctionnement d’un TEM. .............................................. 70
Figure 21 : Image STEM d’une lame de 3C-SiC/Si (100)....................................................... 71
Figure 22 : Construction d’Ewald ............................................................................................ 73
Figure 23 : Cliché de diffraction du 3C-SiC/Si........................................................................ 73
Figure 24 : (a) Image HR-TEM des colonnes atomiques du 3C-SiC et (b) image HR-TEM du
3C-SiC illustrant une dislocation. ............................................................................................ 74
Figure 25 : Schéma de l’interféromètre de Michelson dans un FTIR...................................... 76
Figure 26 : Schéma du faisceau issu de l’interféromètre et des deux réflexions à la surface du
3C-SiC et à l’interface 3C-SiC/Si. ........................................................................................... 76
17
Figure 27 : Réflectance en fonction du nombre d’onde pour deux couches de 3C-SiC
d’épaisseur différente. .............................................................................................................. 77
Figure 28 : Bande de Reststrahlen d’une couche de 3C-SiC non-intentionnellement dopée de
7 µm d’épaisseur. ..................................................................................................................... 78
Figure 29 : Schéma du bombardement de la surface du 3C-SiC par un faisceau primaire
induisant l’émission de particules diverses. ............................................................................. 80
Figure 30 : Profils SIMS de la concentration (a) en azote et (b) en aluminium dans une couche
de 3C-SiC fortement dopé de 6 µm d’épaisseur. ..................................................................... 82
Figure 31 : Schéma de principe de l’AFM............................................................................... 83
Figure 32 : Schéma (a) d’un microscope interférométrique et (b) des deux types d’objectifs
Michelson et Mirau .................................................................................................................. 85
Figure 33 : Images 3D de la surface du 3C-SiC réalisées à l’AFM en 40x40 µm2 pour une
surface (a) non polie et (c) polie. Images 3D de la surface du 3C-SiC réalisées au profilomètre
optique en 100x100 µm² pour une surface (b) non polie et (d) polie....................................... 86
Figure 34 : Schéma illustrant le voile d’une plaquette............................................................. 88
Figure 35 : Schéma illustrant la flèche d’une plaquette ........................................................... 88
Figure 36 : Profil en z d’une plaquette de 3C-SiC/Si (100) 4 pouces...................................... 89
Figure 37 : Courbe caractéristique de la densité de courant J en fonction de la tension V (a)
pour un contact Schottky et (b) pour un contact ohmique. ...................................................... 90
Figure 38: Diagramme des bandes d’énergie pour un métal et un semiconducteur (n) dans le
cas où M < SC. ........................................................................................................................ 91
Figure 39 : Diagramme des bandes d’énergie pour un métal et un semiconducteur (n) lorsque
M < SC (a) avant mise en contact et (b) après mise en contact. ............................................. 92
Figure 40 : Diagramme des bandes d’énergie pour un métal mis en contact avec un
semiconducteur (n) dans le cas où M < SC soumis à une polarisation (a) V > 0 et (b) V < 0.92
M > SC (a) avant mise en contact et (b) après mise en contact. ............................................. 93
semiconducteur (n) dans le cas où M > SC soumis à une polarisation (a) V > 0 et (b) V < 0.94
semiconducteur fortement dopé. .............................................................................................. 95
Figure 44 : Diagramme des bandes d’énergie montrant l’effet Schottky pour un contact métalsemiconducteur (n)................................................................................................................... 96
Figure 45 : Mode de transport des électrons dans une jonction métal-semiconducteur (n)
polarisée en direct..................................................................................................................... 96
Figure 46 : Schéma d’un motif TLM linéaire. ......................................................................... 99
Figure 47 : Circuit électrique équivalent sous les contacts et dans la couche semiconductrice.
.................................................................................................................................................. 99
Figure 48 : Allure de la courbe obtenue en traçant la résistance totale RT ............................ 100
Figure 49 : Schéma d’une structure c-TLM. .......................................................................... 102
Figure 50 : Allure de la courbe obtenue en traçant la résistance totale RT en fonction de
l’espacement entre les plots s. ................................................................................................ 102
18
Figure 51 : Allure de la courbe obtenue en traçant la résistance totale RT en fonction de
l’espacement entre les plots s après avoir appliqué les facteurs de correction. ..................... 103
Figure 52 : Motif ℓ-TLM avec isolation dessiné sur le masque............................................. 104
Figure 53 : Motif c-TLM dessiné sur le masque.................................................................... 105
Figure 54 : Courbe I(V) d’un contact en Ti-Ni recuit à 1000°C 1min sous Ar réalisé sur du
3C-SiC fortement dopé........................................................................................................... 106
Figure 55 : Courbe I = f(V) d’une diode en Pt/3C-SiC recuite à 500°C 1min sous Ar. ........ 108
Figure 56 : Motif diode dessiné sur le masque....................................................................... 109
Figure 57 : Schéma en coupe d’une diode avec contact ohmique (a) sur une couche implantée
et (b) sur une surface gravée. ................................................................................................. 110
Figure 58 : Image au microscope optique de motifs TLM en Ni non isolés obtenus après
gravure à l’eau régale. ............................................................................................................ 119
Figure 59 : Profil d’un recuit RTA à 1000 °C pendant 1 minute sous argon. La consigne et la
mesure du pyromètre et du thermocouple sont représentés. .................................................. 119
Figure 60 : Variation de la résistance spécifique de contact en fonction du dopage du 3C-SiC
pour des contacts en Ni recuits à 950 °C pendant 1 minute sous N2. Les mesures ont été
effectuées à 30 °C, 100 °C et 150 °C. .................................................................................... 121
Figure 61 : Influence de la température de recuit sur la résistance spécifique de contact pour
des contacts en Ni sur 3C-SiC fortement dopé. ..................................................................... 122
des contacts en Ni sur 3C-SiC fortement dopé. ..................................................................... 123
Figure 63 : Profils SIMS de la concentration en azote dans les couches de 3C-SiC utilisées
pour la réalisation de contacts en Ni. ..................................................................................... 124
Figure 64 : Influence de la taille des motifs et de la température de recuit sur la résistance
spécifique de contact pour des contacts en Ni sur 3C-SiC fortement dopé. .......................... 125
Figure 65 : Variations de la résistance spécifique de contact, évaluée à l’aide des différentes
tailles de motifs TLM linéaires et des motifs c-TLM, en fonction de la température de recuit
pour des contacts en Ni sur 3C-SiC fortement dopé. ............................................................. 126
Figure 66 : Structures TLM importées dans R3D calculation. .............................................. 127
Figure 67 : Répartition de la densité de courant entre les deux plots distants de 10 µm. La vue
en surface du SiC et la vue en coupe sont représentées pour les plots (a) et (d) de 60x130 µm2,
(b) et (e) de 100x300 µm2 et (c) et (f) de 160x200 µm2......................................................... 129
Figure 68 : Répartition de la densité de courant entre les deux plots distants de 200 µm. La
vue en surface du SiC et la vue en coupe sont représentées pour les plots (a) et (d)
60x130 µm2, (b) et (e) 100x300 µm2 et (c) et (f) 160x200 µm2. ........................................... 130
Figure 69 : Répartition de la densité de courant entre les deux plots distants de 10 et 200 µm
pour les plots (a) et (d) 60x130 µm2, (b) et (e) 100x300 µm2 et (c) et (f) 160x200 µm2. ...... 131
Figure 70 : Répartition de la densité de courant entre deux plots de taille 100x300 µm2
distants de 10 µm. .................................................................................................................. 131
Figure 71 : Répartition de la densité de courant entre les deux plots distants de (a) 10 µm et
(b) 200 µm pour les motifs de 100x300 µm2 isolés à 50 µm. ............................................... 132
(b) 200 µm pour les motifs de taille 100x300 µm2 isolés à 5 µm. ......................................... 133
19
(b) 200 µm pour les motifs de 100x300 µm2 isolés à 50 µm. ................................................ 134
(b) 200 µm pour les motifs de 100x300 µm2 isolés à 5 µm. .................................................. 134
Figure 75 : Répartition de la densité de courant entre les deux plots distants de 48 µm lorsque
le SiC est dopé à 1x1019 cm-3 et le substrat de Si à (a) 4x1018 cm-3 et (b) 1x1015 cm-3.......... 135
Figure 76 : Images MEB (x20000) des contacts en Ni (a) non recuits et recuits 1 min sous N2
à (b) 950 °C, (c) 1050 °C et (d) 1150 °C réalisés au CRHEA. .............................................. 137
Figure 77 : Images MEB (x8000) des contacts en Ni (a) non recuits et recuits 1 min sous
argon à (b) 950 °C, (c) 1000 °C et (d) 1050 °C réalisés au CERTeM. .................................. 138
Figure 78 : Profil d’épaisseur des contacts en Ni avant et après recuit à 1000 °C pendant
1 minute sous argon le long d’un motif TLM. ....................................................................... 139
Figure 79 : Diagramme de diffraction θ-2θ des contacts en nickel avant et après recuit à
1000°C pendant 1minute sous argon déposés sur 3C-SiC/Si................................................. 140
Figure 80 : Schéma de principe de la coupe FIB réalisée. ..................................................... 140
Figure 81 : Images MEB de coupes FIB d’un contact en nickel recuit à 1000 °C pendant
1 minute sous argon (a) x35000 et (b) x100000..................................................................... 141
des contacts en Ti-Ni sur 3C-SiC fortement dopé.................................................................. 142
des contacts en Ni et des contacts en Ti-Ni sur 3C-SiC fortement dopé. .............................. 143
Figure 84 : Influence des différents nettoyages sur la résistance spécifique de contact. ....... 145
Figure 85 : Images MEB (x8000) des contacts en Ti-Ni (a) non recuits et recuits 1 min sous
argon à (b) 950 °C, (c) 1000 °C et (d) 1050 °C...................................................................... 146
Figure 86 : Profil d’épaisseur des contacts en Ti-Ni avant et après recuit à 1000 °C pendant
1 minute sous argon le long d’un motif TLM. ....................................................................... 147
Figure 87 : Images MEB de la coupe FIB d’un contact en titane-nickel recuit à 1000 °C
pendant 1 minute sous Ar (a) x80000 et (b) x200000............................................................ 147
Figure 88 : Diagramme de diffraction θ-2θ des contacts en titane-nickel avant et après recuit à
1000 °C – 1 min sous Ar déposés sur 3C-SiC/Si. .................................................................. 148
Figure 89 : Variations du courant en fonction de la tension pour des contacts en Al recuits à
différentes températures. ........................................................................................................ 150
des contacts en Al réalisés sur 3C-SiC fortement dopé. ........................................................ 151
Figure 91 : Images MEB d’une coupe FIB d’un contact en Al recuit à 300 °C - 1min sous Ar
(a) (x20000) et (b) (x120000)................................................................................................. 152
Figure 92 : Images MEB d’une coupe FIB d’un contact en Al recuit à 600 °C – 1min sous
argon (a) (x5000) et (b) (x25000). ......................................................................................... 152
Figure 93 : Variations du courant en fonction de la tension pour des contacts en Ti/Au recuits
à différentes températures. ..................................................................................................... 154
des contacts en Ti/Au sur 3C-SiC fortement dopé................................................................. 154
Figure 95 : Images MEB d’une coupe FIB d’un contact en Ti-Au (a) recuit à 300 °C - 1min
sous Ar (x35000) et (b) recuit à 600°C – 1min sous Ar (x80000). ....................................... 155
20
Figure 96 : Schéma du profil de concentration en atomes dopants recherché. ...................... 157
Figure 97 : Profils d’azote dans le 3C-SiC calculés par SRIM pour une dose de 1x1015 cm-2 à
différentes énergies 20, 40, 70, 100 et 150 keV..................................................................... 158
Figure 98 : Profil de concentration en phosphore (a) calculé à l’aide de SRIM et profil obtenu
au SIMS après implantation et (b) mesures SIMS après implantation, après recuit à 1250 °C et
1350 °C pendant 1h. ............................................................................................................... 160
Figure 99 : Mesures FTIR pour une couche de 3C-SiC non intentionnellement dopé, après
implantation phosphore, recuit à 1250 °C – 1h, 1350 °C – 1h et 1350 °C – 4h. ................... 161
Figure 100 : Rugosité RMS de la surface du 3C-SiC, pour les différents échantillons
implantés phosphore, mesurée au profilomètre optique......................................................... 162
Figure 101 : Image STEM en champ sombre de la zone implantée P après recuit à 1350 °C
pendant 1 heure. ..................................................................................................................... 163
Figure 102 : (a) Image TEM en champ sombre de l’échantillon de 3C-SiC implanté P recuit à
1350 °C – 1h et cliché de diffraction dans l’encadré. (b) Image HR-TEM de l’arrangement
atomique dans la région implantée......................................................................................... 163
Figure 103 : Image STEM en champ sombre du 3C-SiC implanté P et recuit à 1350 °C
pendant 1 heure avec un contact en Ti-Ni recuit à 1050 °C - 1min sous Ar.......................... 165
Figure 104 : (a) image STEM en champ clair de la zone implantée phosphore recuite
à 1350 °C – 1h et du contact en Ti-Ni recuit à 1050 °C – 1 min. (b) Cartographie EDS du Ni,
(c) du Ti et (d) du Si présents dans la couche et le contact. ................................................... 166
Figure 105 : Caractéristiques I(V) de contacts en Ti-Ni recuits à 1000 °C - 1min sous argon
pour les différentes durées et températures de recuit d’activation de la couche implantée
phosphore. .............................................................................................................................. 167
Figure 106 : Influence du traitement thermique réalisé après implantation de phosphore dans
le 3C-SiC sur la résistance spécifique des contacts en Ti-Ni................................................. 168
Figure 107 : Motifs TLM linéaire avec isolation ................................................................... 169
Figure 108 : Comparaison de la résistance spécifique de contact pour des contacts en Ti-Ni ℓTLM isolés et non isolés sur 3C-SiC implanté P recuit à 1350 °C - 2h................................. 169
Figure 109 : Profil de concentration azote (a) calculé à l’aide de SRIM et profil obtenu au
SIMS après implantation et (b) mesures SIMS après implantation, après recuit à 1250 °C et
1350 °C pendant 1h. ............................................................................................................... 171
Figure 110 : Mesures FTIR pour une couche de 3C-SiC non intentionnellement dopé, après
implantation azote, recuit à 1250 °C – 1h, 1350 °C – 1h et 1350 °C – 4h............................. 172
implantés phosphore, mesurée au profilomètre optique et à l’AFM...................................... 173
Figure 112 : Image STEM en champ clair de la zone implantée N de l’échantillon (a)
non recuit, (b) recuit à 1350 °C pendant 1 heure et (c) recuit à 1350 °C pendant 4 heures.. 175
Figure 113 : Images TEM en champ clair (a) de l’échantillon de 3C-SiC implanté N recuit à
1350 °C pendant 1h et cliché de diffraction dans l’encadré et (b) grossissement sur la région
implantée. ............................................................................................................................... 176
Figure 114 : Image HR-TEM de l’arrangement atomique dans la région implantée azote
recuite à 1350 °C pendant 1 heure. ........................................................................................ 177
Figure 115 : (a) Image MEB d’un contact en Ti-Ni recuit à 1050 °C à l’issue de la coupe FIB
et (b) image STEM en champ clair du 3C-SiC implanté N recuit à 1350 °C - 1h et d’un
contact en Ti-Ni recuit à 1050 °C - 1 min sous Ar................................................................. 178
21
Figure 116 : (a) image STEM en champ clair de la zone implantée azote recuite à 1350 °C –
1h et du contact en Ti-Ni recuit à 1050 °C – 1min. (b) Cartographie EDS du Ni (en bleu)
superposée au Ti (en vert), (c) du C et (d) du Si présents dans la couche et le contact. ........ 180
pour les différentes durées et températures de recuit de la couche implantée azote. ............. 181
Figure 118 : Influence du traitement thermique réalisé après implantation d’azote dans le 3CSiC sur la résistance spécifique des contacts en Ti-Ni........................................................... 182
Figure 119 : Schéma d’une diode pseudo-verticale (a) vue de dessus et (b) vue en coupe selon
l’axe AA’................................................................................................................................ 188
Figure 120 : Schéma de la structure après réalisation du masque en Ni................................ 189
Figure 121 : Image MEB x25000 d’un plot de 3C-SiC après gravure RIE. .......................... 189
Figure 122 : Schéma de la structure après gravure du 3C-SiC. ............................................. 190
Figure 123 : Schéma de la structure après réalisation des contacts ohmiques....................... 190
Figure 124 : Schéma de principe du procédé de « lift-off » utilisé pour la réalisation du
contact Schottky des diodes pseudo-verticales. ..................................................................... 191
Figure 125 : Epaisseur du 3C-SiC mesurée au FTIR en fonction de la position par rapport au
centre de la plaquette 2 pouces............................................................................................... 193
Figure 126 : Profils SIMS de la concentration en azote dans la couche de 3C-SiC nid/n+.... 194
Figure 127 : Image 2D de la surface du 3C-SiC nid réalisée à l’AFM en 20x20 µm2........... 195
Figure 128 : Schéma de la plaquette 2˝ nid/n+. ...................................................................... 196
Figure 129 : Image MEB (a) x7000 d’un plot de 3C-SiC et (b) x4000 d’un plot de SiC où le
silicium a été atteint après gravure pendant 15 min. .............................................................. 196
Figure 130 : Image MEB (a) x10000 du profil de gravure d’un plot, (b) x1000 et (c) x2000 de
la surface gravée après 15 + 10 minutes de gravure. ............................................................. 197
Figure 131 : Image 3D de la surface du 3C-SiC gravée, réalisée au profilomètre optique en
100x100 µm2, (a) sur une zone peu rugueuse et (b) sur une zone très rugueuse de
l’échantillon 1......................................................................................................................... 198
Figure 132 : Image MEB x5000 de la surface gravée de 3C-SiC. ......................................... 198
Figure 133 : Image réalisée au microscope optique (x5) des contacts ohmiques. ................. 199
Figure 134 : Image MEB x8000 de la surface d’un contact en Ti-Ni recuit à 1000 °C – 1 min
réalisé sur 3C-SiC (a) non gravé, (b) gravé faiblement rugueux et (c) gravé présentant des
pics. ........................................................................................................................................ 200
Figure 135 : Image MEB x8000 de la surface d’un contact en Ni recuit pendant 1 minute sous
argon à (a) 500 °C, (b) 600 °C, (c) 700 °C, (d) 800 °C et (e) 900 °C. ................................... 201
Figure 136 : (a) Caractéristique J(V) directe et inverse et (b) caractéristique directe
représentée en échelle semi-logarithmique, obtenues avec les anodes en Ni de taille
0,025 mm2 recuits entre 500 °C et 900 °C réalisées sur 3C-SiC (100). ................................. 202
Figure 137 : (a) Facteur d’idéalité et (b) hauteur de barrière calculés pour les trois tailles de
contacts en Ni recuits à 700 °C, 800 °C et 900 °C................................................................. 203
Figure 138 : Image 2D de la surface du 3C-SiC (100) nid réalisées à l’AFM en 20x20 µm2.
................................................................................................................................................ 206
Figure 139 : (a) Image (x5) réalisée au microscope Normarsky de plots en Ni et (b) schéma
d’une diode verticale. ............................................................................................................. 207
22
représentée en échelle semi-logarithmique, obtenues avec les anodes en Ni de taille 0,17 mm2
recuits entre 500 °C et 900 °C réalisées sur 3C-SiC (100). ................................................... 207
Figure 141 : (a) Schéma électrique du modèle à double barrière et (b) caractéristique J(V)
d’un contact en Ni recuit à 500 °C - 1 min sous Ar. .............................................................. 209
contacts en Ni recuits à 800 °C. ............................................................................................. 210
représentée en échelle semi-logarithmique, pour les échantillons A, B et C. ........................ 211
contacts en Ni recuits à 800 °C pendant 1 min sous Ar. Les résultats sont donnés pour les
échantillons A, B et C. ........................................................................................................... 212
représentée en échelle semi-logarithmique, obtenues avec les anodes en Pt de taille 0,17 mm2
Figure 146 : (a) Facteur d’idéalité et (b) hauteur de barrière calculés pour les quatre tailles de
contacts en Pt recuits à 500 et 900 °C. ................................................................................... 214
................................................................................................................................................ 217
Figure 148 : Schéma d’une diode verticale sur 3C-SiC (111). .............................................. 217
représentée en échelle semi-logarithmique, obtenues avec les anodes en Ni de taille 0,17 mm2
Figure 150 : (a) Facteur d’idéalité et (b) hauteur de barrière calculés pour les quatre tailles de
contacts en Ni recuits à 800 °C. ............................................................................................. 219
représentée en échelle semi-logarithmique, obtenues avec les anodes en Pt de taille 0,17 mm2
Figure 152 : (a) Schéma d’une diode circulaire latérale vue de dessus et (b) schéma en coupe
selon l’axe AA’. ..................................................................................................................... 222
Figure 153 : Image réalisée au microscope optique (x20) d’une croix d’alignement après
gravure du 3C-SiC.................................................................................................................. 223
Figure 154 : Profil de concentration en bore et en azote calculé avec SRIM pour la réalisation
de la diode latérale.................................................................................................................. 224
Figure 155 : (a) Schéma du parcours R des ions et du parcours projeté RP et (b) distribution en
deux dimensions des ions implantés ...................................................................................... 224
Figure 156 : (a) Image réalisée au microscope optique (x5) de l’anneau n+ et de l’ADG et
(b) schéma en coupe selon l’axe AA’. ................................................................................... 225
Figure 157 : Schéma en coupe d’une demi-diode après réalisation des contacts ohmiques en
Ti-Ni. ...................................................................................................................................... 226
Figure 158 : Schéma en coupe d’une demi-diode après réalisation des contacts Schottky en Pt.
................................................................................................................................................ 227
23
Liste des annexes
Annexe 1 : Couches épitaxiées de 3C-SiC vendues par NOVASiC ...................................... 239
Annexe 2 : Principaux contacts ohmiques réalisés sur SiC ................................................... 241
Annexe 3 : Mesure du dopage par C(V) ................................................................................ 245
24
Introduction générale
Le marché des composants de puissance est aujourd’hui en plein essor. Cependant, les
propriétés physiques du silicium limitent la réalisation de ces composants. En effet, les
puissances requises, à l’heure actuelle, sont de plus en plus élevées. Pour répondre à ces
nouvelles contraintes techniques en termes de courant et de tension, les surfaces actives des
diodes en silicium doivent être de plus en plus grandes, ce qui va à l’encontre de la volonté
constante de miniaturisation des dispositifs. L’utilisation de matériaux semiconducteurs qui
peuvent résister à des conditions de forte puissance et de haute température est donc
indispensable. L’intérêt des laboratoires de recherche et des industries de la microélectronique
de puissance s’est donc porté depuis quelques années sur les matériaux à large bande
interdite.
Parmi ces matériaux à large bande interdite, on trouve le carbure de silicium (SiC). Il s’agit
d’un matériau semiconducteur qui possède une bonne tenue en tension, en fréquence et en
température. Le SiC possède une large bande interdite (entre 2,3 et 3,2 eV selon le polytype)
un champ de claquage élevé, une grande vitesse de saturation des électrons et une forte
conductivité thermique. Ces propriétés font du carbure de silicium un matériau bien adapté à
la réalisation de composants de puissance.
STMicroelectronics a déjà porté un intérêt particulier à ce matériau en réalisant des diodes
Schottky 600 V aujourd’hui commercialisées. Ces diodes sont réalisées sur des substrats de
4H-SiC. Cependant, l’élaboration de substrats de 4H-SiC, alliant à la fois des tailles
raisonnables (4-6 pouces permettant une introduction dans les procédés industriels actuels)
avec une bonne qualité cristallographique, reste complexe et onéreuse. Le coût du produit fini
est donc directement affecté par celui des plaquettes.
Parallèlement aux études menées sur le 4H-SiC, les recherches sur l’hétéroépitaxie du
polytype cubique 3C-SiC sur silicium ont donné de bons résultats. L’avantage de ce matériau
est qu’il peut être épitaxié sur un substrat de silicium peu onéreux et de large diamètre. De
plus, le procédé d’épitaxie permet de faire croître seulement l’épaisseur nécessaire à
l’application visée. Les plaquettes de 3C-SiC épitaxié sur silicium disponibles à ce jour sont
commercialisées par NOVASiC. Les couches de 3C-SiC (100) de type n proposées peuvent
atteindre 20 µm d’épaisseur et les diamètres des plaquettes actuellement disponibles
s’étendent de 2 pouces à 100 mm. Ces tailles de substrat commencent alors à être compatibles
avec les équipements industriels. C’est pourquoi STMicroelectronics et le Laboratoire de
25
Microélectronique de Puissance (LMP) de l’Université de Tours ont lancé une thématique de
recherche commune sur le 3C-SiC qui a fait l’objet de cette thèse CIFRE. L’axe principal de
ce travail est de montrer la faisabilité d’un démonstrateur Schottky 600 V sur 3C-SiC épitaxié
sur silicium. Un partenariat a également été établi avec le Centre de Recherche sur
l’Hétéro-Epitaxie et ses Applications (CRHEA) – laboratoire CNRS situé à Valbonne ainsi
qu’avec l’entreprise NOVASiC basée au Bourget du Lac.
Les résultats de la littérature ont montré qu’un simple transfert du procédé établi pour la
réalisation des diodes sur 4H-SiC n’est pas possible compte tenu des propriétés différentes
entre les polytypes 4H et 3C. De plus, le substrat de silicium rend certaines étapes très
différentes de celles réalisées sur SiC massif. A titre d’exemple, en raison de la température
de fusion du silicium, la température de recuit d’activation des dopants reste limitée à
1400 °C. D’autres limitations seront explicitées au fur et à mesure de ce mémoire. La
réalisation d’une diode Schottky sur ce type de matériau nécessite donc une étude approfondie
de plusieurs étapes technologiques.
Le chapitre 1 de ce manuscrit constitue une présentation générale du carbure de silicium. Il
détaille les méthodes de croissance du SiC massif et des techniques d’épitaxie. Les propriétés
physico-chimiques et électriques des principaux polytypes utilisés en microélectronique y
sont également présentées. Nous exposons, ensuite, les différentes étapes technologiques
utilisées pour la réalisation de composants sur SiC quel que soit le polytype. Enfin, les
performances des diodes Schottky SiC déjà commercialisées sont passées en revue ainsi que
les dernières avancées réalisées en matière de composants sur 3C-SiC.
Le chapitre 2 présente les différentes techniques expérimentales utilisées pour caractériser le
matériau 3C-SiC/Si. Il est composé de deux parties. La première partie traite des méthodes de
caractérisation physico-chimiques qui sont employées pour évaluer la qualité du matériau
3C-SiC à notre disposition. La seconde partie de ce chapitre expose les méthodes de mesures
électriques employées pour caractériser les contacts réalisés.
L’étude des contacts ohmiques sur 3C-SiC fait l’objet du chapitre 3. Différentes
métallisations telles que nickel, titane-nickel, aluminium et titane-or sont étudiées pour la
réalisation de contacts ohmiques sur 3C-SiC fortement dopé in situ durant l’épitaxie.
Différents recuits sont réalisés pour chaque type de métallisation afin de déterminer la
26
condition qui engendre la résistance spécifique de contact la plus faible. L’étude de contacts
ohmiques en titane-nickel sur 3C-SiC dopé par implantation ionique d’azote ou de phosphore
est également présentée. Pour cette étape technologique encore mal maîtrisée, la
caractérisation du matériau implanté puis recuit à différentes températures a été effectuée avec
les différentes méthodes à notre disposition. Des simulations décrivant l’influence de la taille
des motifs de mesure (motifs TLM) et du type de substrat utilisé sur la répartition des lignes
de courant viennent compléter l’étude pour comprendre les différents résultats observés.
Enfin, le chapitre 4 est consacré à l’étude de contacts Schottky au travers de deux structures
de diodes : pseudo-verticales et verticales. Les propriétés Schottky du nickel et du platine sont
ensuite étudiées pour différentes conditions de recuit. Le facteur d’idéalité et la hauteur de
barrière caractérisant ces contacts sont calculés pour chaque diode présentant une
caractéristique redresseuse. De ces études, nous espérons identifier le métal, nickel ou platine,
qui sera utilisé dans le démonstrateur final. Enfin, une structure de démonstrateur Schottky est
proposée. Cette diode pourra intégrer les différentes briques technologiques étudiées durant
cette thèse.
Nous conclurons ce manuscrit en rappelant les principaux résultats obtenus et en suggérant les
expériences à mener afin d’obtenir le démonstrateur final Schottky 3C-SiC 600 V, comme
initialement prévu dans le cahier des charges.
27
Chapitre 1 : Présentation générale du carbure
de silicium
Nous avons souhaité commencer ce premier chapitre par un bref historique du carbure de
silicium. Ce matériau a été découvert accidentellement par Berzelius en 1824 [1] lors d’une
expérience de synthèse de diamant ; ses propriétés étaient alors assez mal connues. L’intérêt
porté envers le SiC a commencé avec les travaux de Acheson [2] à la fin du 19ème siècle pour
produire un matériau abrasif, plus facile à synthétiser que le diamant et ayant des propriétés
mécaniques similaires. Il nomma alors le matériau « carborundum » en le décrivant comme
siliciure de carbone avec la formule chimique SiC. Peu de temps après, des cristaux naturels
ont été découverts par Moissan dans une météorite tombée en Arizona en 1905 [3]. En 1906,
Dunwoody dépose un brevet sur un système télégraphique sans fil fonctionnant avec un
cristal de carborundum et servant à détecter les ondes
radio [4]. Quelques années plus tard, des détecteurs
en carborundum conditionnés dans une cartouche,
comme le montre la figure 1, ont été commercialisés
par la société Carborundum Company Niagara Falls
principalement pour la fabrication de récepteurs
radio [5]. Dans la même période, les propriétés
Figure 1 : Détecteur en carborundum
électroluminescentes du carbure de silicium ont été
commercialisé par la société Carborundum
découvertes par Round [6]. En 1955, Lely invente
Company Niagara Falls.
une méthode qui permet de faire croître du SiC de bonne qualité cristalline [7]. L’avancée
rapide des composants développés sur silicium met de côté les études avec le SiC jusqu’en
1978 où Tairov et Tsvetkov mettent au point la croissance de SiC à partir d’un germe [8]. Les
activités de recherche pour accroître la taille des substrats continuent dans les années 80. La
société CREE Inc. voit le jour en 1987 et devient la première société à commercialiser des
substrats de SiC massif. Aujourd’hui, les limitations du silicium pour la fabrication de
composants de puissance mettent le SiC au cœur des activités de recherche.
Dans ce chapitre, après une brève présentation de la structure cristalline et des principaux
polytypes du SiC, les différentes techniques de croissance du matériau seront présentées.
Quelques propriétés physiques intéressantes pour la microélectronique seront également
abordées. Les principales étapes technologiques pour la réalisation de composants en SiC
29
Chapitre 1 : Présentation générale du carbure de silicium
seront ensuite passées en revue. Enfin, le chapitre se terminera par l’état de l’art des diodes
Schottky réalisées sur SiC et par les avancées récentes dans la réalisation de dispositifs sur
3C-SiC.
1- Structure de base et polytypisme du SiC
La structure du SiC est un tétraèdre constitué de quatre atomes de carbone et d’un atome de
silicium en son centre (cf. figure 2-a). Il existe également un second tétraèdre tourné de 180°
par rapport au premier (cf. Figure 2-b) [9].
(a)
(b)
C
1.89Å
Si
3.08Å
Figure 2 : (a) Unité structurale de base du SiC. (b) Second tétraèdre
tourné de 180° autour de la direction d’empilement.
Le SiC est un matériau polymorphique qui existe sous plus de 200 formes cristallographiques
différentes nommées polytypes. La nomenclature proposée par Ramsdell identifie chaque
polytype selon le nombre de bicouches Si-C qui constituent la maille élémentaire et leur
structure cristallographique. L’empilement des bicouches peut se faire uniquement selon trois
positions différentes comme on le voit sur la figure 3.
A
Si
C
B
C
(b)
(a)
Figure 3 : (a) Empilement des plans de sphères de liaison Si-C : positions relatives des plans.
(b) Chaque sphère représente une liaison SiC.
La position relative d’un plan directement au dessus ou directement au dessous est décalée
pour correspondre à une vallée d’une couche voisine et il existe deux positions inéquivalentes
30
pour la couche voisine. Les positions sont nommées A, B et C et les polytypes correspondent
à un empilement différent de ces couches.
Le seul polytype cubique est le 3C-SiC, résultat d’un empilement ABCABC… La structure
hexagonale la plus simple est le 2H-SiC qui a une séquence d’empilement ABAB… Les deux
polytypes hexagonaux les plus courants en microélectronique sont le 4H-SiC et le 6H-SiC
ayant respectivement les empilements ABCBABCB… et ABCACBABCACB… Ces
empilements sont représentés sur la figure 4.
[000 1 ]
[ 1 100]
B
[11 2 0]
C
A
B
A
A
C
C
C
B
B
B
A
A
A
Figure 4 : Les trois polytypes de SiC les plus connus vus du plan [11 2 0].
De gauche à droite : 4H-SiC, 6H-SiC et 3C-SiC.
Le chiffre présent dans la notation du cristal détermine le nombre de couches avant que la
séquence se répète à l’identique et la lettre détermine si la structure est cubique C, hexagonale
H ou rhomboédrique R. Le 3C-SiC étant le seul polytype cubique, on lui a attribué le nom de
β-SiC par opposition à toutes les autres variétés regroupées sous le nom de -SiC.
2- Elaboration du matériau
La réalisation de composants électroniques nécessite des substrats possédant une bonne
qualité cristalline, un niveau de dopage contrôlé et une taille de substrat suffisante pour
réaliser les étapes de fabrication. L’obtention de substrats en SiC par les méthodes classiques
utilisées pour le silicium (tirage Czochralski, technique de la zone fondue…) est impossible
du fait de l’absence de phase liquide pour le SiC. Néanmoins, des techniques de croissance
ont été mises en œuvre en mélangeant du silicium (en phase liquide ou gazeuse) avec du
31
carbone. Nous allons présenter dans les paragraphes suivants, les principales méthodes mises
en œuvre pour faire croître le SiC ainsi que l’évolution de la qualité et de la taille des
substrats.
2-1 Méthode de Acheson
Comme évoqué en introduction, Acheson fut le premier à s’intéresser à la croissance du SiC.
Il a alors utilisé le four inventé par Eugène et Alfred Cowles en 1885 [10] afin de produire des
cristaux abrasifs de SiC qui pourraient se substituer au diamant [2]. La méthode consiste à
mélanger dans le four du carbone avec du dioxyde de silicium à environ 2700 °C. Les cristaux
obtenus sont un mélange de différents polytypes appelé « carborundum ». Les cristaux créés
par cette méthode ont ensuite été utilisés pour les croissances de SiC par dépôt chimique en
phase gazeuse (CVD ou « Chemical Vapor Deposition » en anglais) et épitaxie en phase
liquide (LPE ou « Liquid Phase Epitaxy » en anglais).
2-2 Méthode de Lely
La pureté non contrôlée du SiC obtenu avec la méthode de Acheson a engendré de nouvelles
recherches pour obtenir des cristaux de meilleure qualité. En 1955, Lely a inventé une autre
méthode de croissance du SiC [7] qui a ensuite été améliorée en 1978 [8].
2-2-1 Méthode de Lely
De la poudre de SiC est placée derrière une paroi en graphite poreux et est chauffée entre
2200 °C et 2700 °C. Les vapeurs de SiC passent alors au travers des parois poreuses et se
condensent sur les parois internes du réacteur plus froides comme le montre la figure 5.
Cristaux de SiC
Graphite poreux
Graphite
SiC polycristallin
Figure 5 : Schéma du dispositif de synthèse de SiC par
la méthode de Lely
32
Les cristaux obtenus, majoritairement de 6H-SiC, possèdent une bonne qualité cristalline et
un dopage assez élevé (entre 1016 cm-3 et 1018 cm-3). Leur épaisseur n’excède pas 0,35 mm et
leur taille est inférieure à 20 mm. Les propriétés de ces cristaux sont insuffisantes pour la
réalisation de composants électroniques à l’échelle industrielle et ont conduit au
développement d’autres méthodes de croissance.
2-2-2 Méthode de Lely modifiée
La production de cristaux de SiC de plus grande taille devient possible en 1978 avec la
modification de la méthode de Lely par Tairov et Tsvetkov [8]. La figure 6 présente le schéma
de principe de la méthode de Lely modifiée. Le procédé consiste à chauffer du SiC
polycristallin à 2400 °C dans des conditions de sublimation en phase vapeur et qui, par la
suite, se condense sur un germe monocristallin de SiC refroidi. Il en résulte un monocristal
cylindrique de SiC qui croît à la vitesse de quelques mm.h-1.
T2 < T1
Germe de SiC
Creuset en graphite
Poudre de SiC
T1 > 2000 °C
Figure 6 : Schéma du dispositif de synthèse de SiC par
la méthode de Lely modifiée.
Cette méthode a entraîné la création de sociétés, en particulier CREE Inc. [11] en 1987,
devenue aujourd’hui le leader mondial en fourniture de substrats de SiC monocristallin (2˝, 3˝
et 4˝ pour 4H et 2˝ pour 6H). Plus récemment, d’autres sociétés se sont lancées dans la
croissance comme SiCrystal AG [12] et II-VI Incorporated [13] qui fournissent des substrats
de 4H et 6H (2˝ et 3˝).
Des variantes de cette méthode sont également utilisées aujourd’hui, tel que le dépôt chimique
en phase vapeur à haute température [14] (HTCVD ou « High Temperature Chemical Vapor
33
Deposition » en anglais). Cette méthode est très proche de la méthode de Lely modifiée à la
différence de la source en poudre de SiC qui est remplacée par des gaz en HTCVD. Cette
technique a permis de réduire considérablement la densité de défauts dans le 4H-SiC
(<1,2 cm-2 pour un substrat 2˝) [15]. Un second procédé, inventé en 2002, combine un dépôt
HTCVD à la sublimation, il s’agit de la CFPVT (ou « Continuous Feed Physical Vapor
Transport » en anglais) [16][17]. Le dépôt HTCVD apporte en continu la source de SiC
polycristallin pour la croissance du monocristal par sublimation. La vitesse de croissance du
monocristal est d’environ 100 µm.h-1 à 1900 °C. Cette méthode permet l’élaboration de
cristaux 4H allant jusqu’à 2˝ [18] et 3C (111) partant d’un substrat-germe de 6H [19] ou de
4H [20].
2-2-3 Défauts dans le SiC massif
Les substrats de SiC massifs, obtenus par ces méthodes, présentent différents défauts tels que
l’inclusion de différents polytypes, les fautes d’empilement (SF ou « Stacking Fault » en
anglais) et les micropores (« micropipes » en anglais) [21]. Il s’agit là de petits tubes vides de
diamètre variable (entre 0,1 et 10 µm) qui traversent la totalité du substrat. Ils représentent un
défaut majeur pour la microélectronique. La présence d’un seul de ces micropores directement
au niveau d’un composant le rendra défectueux. Les nombreuses études menées pour éliminer
ces défauts ont été fructueuses puisque CREE vend aujourd’hui des plaquettes 4˝ sans aucun
« micropipe » [11].
2-3 Epitaxie du SiC
La structure des composants est souvent faite de plusieurs couches possédant des propriétés
différentes comme le type de dopage ou la résistivité de la couche. Afin de réaliser de telles
couches, l’utilisation des techniques d’épitaxie devient nécessaire. Les techniques telles que la
LPE ou l’épitaxie par sublimation ont été développées mais la CVD reste, de loin, la plus
utilisée. Cette technique va être présentée ainsi que son application à l’homoépitaxie et à
l’hétéroépitaxie.
2-3-1 Dépôt chimique en phase vapeur
Le dépôt chimique en phase vapeur ou CVD [22] est un procédé de croissance qui met en jeu
des composés gazeux. Les réactions chimiques de ces gaz à la surface d’un substrat
aboutissent à la formation du matériau désiré. L’épitaxie de SiC par CVD est réalisée à des
températures, en général, comprises entre 1350 °C et 1700 °C. L’épitaxie est effectuée par
34
apport de silane (SiH4) et d’un gaz hydrocarboné tel que le propane (C3H8). Ces gaz sont
amenés jusqu’au substrat à l’aide d’un gaz porteur neutre comme l’hydrogène. Les vapeurs de
silane et de propane se décomposent et forment une couche de SiC sur les parois du réacteur
et sur le substrat. La CVD présente également l’avantage de permettre le dopage du SiC in
situ par apport d’azote (type n) ou d’aluminium sous forme de trimethylaluminium (type p).
Le dépôt peut se faire, soit sur un substrat identique au matériau que l’on souhaite épitaxier, il
s’agit de l’homoépitaxie, soit sur un substrat différent, on parle alors d’hétéroépitaxie.
2-3-2 Homoépitaxie
La croissance de -SiC par CVD a d’abord été réalisée à haute température (>1800 °C) avec
l’avantage de réaliser des couches uniformes en épaisseur et en dopage [23] au détriment de la
qualité cristalline puisque ces couches contiennent plusieurs polytypes. Sur un substrat de 6H
bien orienté {0001}, comme représenté sur le schéma de la figure 7-a, il existe une faible
densité de marches, on parle alors de terrasses. La croissance se fait selon deux dimensions
avec le polytype le plus stable à cette température, le 3C-SiC d’empilement ABC ou ACB.
Une méthode permettant d’éviter la croissance de ces inclusions a été proposée en 1987. La
croissance est réalisée à plus basse température (1400-1500 °C) sur un substrat de 6H
désorienté. Cette technique est appelée épitaxie à marches contrôlées en raison de la
croissance latérale du SiC selon les marches, comme le montre la figure 7-b [24]. La présence
de marches resserrées va favoriser la croissance en trois dimensions ABCACB marche à
marche. La désorientation est, en général, selon la direction <11 2 0> et l’angle est de 3,5°
pour la croissance de 6H-SiC. La technique est utilisée également pour l’homoépitaxie de
4H-SiC ; la désorientation choisie pour ce polytype est de 4° ou 8°. Cette méthode laisse
quand même apparaître des inclusions de 3C-SiC sous forme de fautes d’empilement
triangulaires qui favorisent la croissance de terrasses (0001). Le 3C-SiC peut alors croître
comme sur un substrat orienté. Konstantinov a montré que l’apparition de ces inclusions peut
être limitée en ajustant au mieux les conditions de croissance (température, pression et flux
des gaz) [25].
35
3C‐SiC (doubles positionnements) (a)
A
A
A A A A
C B
C C C C
B B B B B B
B B B B C C C A A A A A A A A A A A A A A
B B B B B B B B B B B B B B
C C C C C C C C C C C C C C
A A A A A A A A A A A A A A
6H‐SiC (b)
C C B B B B A A A A A A B B B B B B B B C C C C C C C C C
C
A A A A A A A A A
A
Figure 7 : Représentation de la croissance sur 6H-SiC : (a) croissance d’îlots de 3C-SiC
sur substrat orienté et (b) de 6H-SiC sur substrat désorienté.
2-3-3 Hétéroépitaxie
La rareté et le coût élevé des substrats de large diamètre pour l’homoépitaxie du carbure de
silicium rendent son hétéroépitaxie très intéressante. Le substrat le plus intéressant pour
effectuer cette croissance est le silicium. L’hétéroépitaxie en phase vapeur sur silicium
entraîne la formation de SiC cubique. La différence de paramètre de maille entre le 3C-SiC et
le Si (20 %) et la différence de coefficient de dilatation thermique (8 %) rendent, cependant,
la croissance difficile et la création de défauts est inévitable. Une méthode de croissance a
néanmoins été développée par Nishino en 1982, elle se fait en trois étapes : le nettoyage de la
surface du substrat, la création d’une couche tampon par carburation suivie de l’épitaxie du
3C-SiC [26].
a- Nettoyage du substrat de silicium
36
Cette opération a pour but de nettoyer la surface du Si et d’éliminer l’oxyde natif. Le substrat
est porté à 1200 °C dans une atmosphère d’hydrogène et de chlorure d’hydrogène pendant
10 minutes. Le substrat est ensuite ramené à température ambiante avant la seconde étape du
procédé.
b- La carburation
Cette étape vise à former une couche tampon sur le substrat de silicium afin d’atténuer la
différence de paramètre de maille entre le Si (aSi = 5,43 Å) et le 3C-SiC (a3C-SiC = 4,36 Å).
Elle s’effectue par l’introduction dans le bâti à basse température de propane (C3H8) et
d’hydrogène (H2) qui sert, ici, de gaz porteur. Le substrat est alors rapidement porté à une
température supérieure à 1400 °C puis maintenu environ une minute à cette température. On
crée alors une couche dite de « carburation » riche en carbone ayant une épaisseur d’environ
20 nm.
c- Croissance du 3C-SiC
L’épitaxie est réalisée à pression atmosphérique à 1400 °C sous flux de SiH4 et C3H8 injectés
selon un ratio C/Si précis. La vitesse de croissance et la qualité cristalline de la couche
dépendent de la dilution des gaz dans H2 et de leur pression partielle. Pour un ratio C/Si entre
1,5 et 3,5 la vitesse de croissance est d’environ 2,5 µm.h-1. Des études ont permis d’améliorer
l’uniformité de la couche épitaxiée sur le substrat, notamment en faisant tourner le portesubstrat durant l’épitaxie [27] ou encore en mélangeant l’hydrogène avec de l’argon (Ar) dans
une proportion de 10 à 50 % [28].
La méthode en trois étapes de Nishino est restée à la base de l’hétéroépitaxie de SiC sur
silicium. Les conditions de croissance sont, cependant, différentes selon les laboratoires. Ces
différences sont notamment liées aux températures utilisées lors de l’étape de carburation et
de croissance [29][30].
Les couches de 3C-SiC utilisées dans le cadre de cette thèse ont été réalisées au CRHEA 1
selon le procédé présenté précédemment sans l’étape de nettoyage [31]. Elles sont
commercialisées par NOVASiC [32], à ce jour le seul fournisseur de 3C-SiC épitaxié sur
silicium (3C-SiC/Si) qui travaille en étroit partenariat avec le CRHEA depuis 2001. Les
caractéristiques des couches épitaxiées fournies par NOVASiC sont données en annexe 1.
1
CRHEA : Centre de Recherche sur l’Hétéro-Epitaxie et ses Applications
37
2-3-4 Défauts dans le 3C-SiC/Si
Trois grands types de défauts sont générés lors de l’hétéroépitaxie de 3C-SiC sur Si. Le
premier apparaît lors de l’étape de nucléation. Le 3C-SiC croît sous forme d’îlots selon les
deux directions d’empilement possibles ABC ou ACB. Il y a alors création de doubles
domaines ou doubles positionnements (« twins » en anglais). Des frontières d’antiphase (APB
ou « Anti-Phase Boundaries » en anglais) sont également créées en raison de l’alignement
entre la face de 3C-SiC de polarité Si ou C et la face non polaire du Si. En effet, les
plans {111} du 3C-SiC à face C ou Si et les plans {111} du Si (001) tous équivalents doivent
être parallèles ; l’alignement de ces plans à polarité différente dans la direction [111] aboutit à
la formation d’APB. Le dernier type de défauts apparaît lors de la croissance de la couche, il
s’agit des défauts d’empilement.
Plusieurs études ont permis de réduire la présence de ces défauts. H. Nagasawa et son équipe
ont montré que l’élimination des domaines d’antiphase peut se faire en pratiquant la
croissance du 3C-SiC sur un substrat Si (001) désorienté dans la direction [110]. Cependant,
dans ce cas, la propagation de fautes d’empilement limitée au plan ( 1 1 1 ) reste inévitable
[33]. L’utilisation d’un substrat Si (001) avec une surface faite d’ondulations dont l’axe de la
vague est dans la direction [ 1 10 ] permet de réduire simultanément les APB et les SF. La
figure 8 présente une vue schématique de ce type de substrat.
Figure 8: Vue schématique de la surface du Si(001) faite d’ondulations [33].
Lors de la croissance, les APB sont éliminés à chaque ondulation d’une manière très similaire
à leur annihilation sur un substrat désorienté. Les fautes d’empilement ayant une face carbone
(notées SFC) sont arrangées symétriquement dans les plans (111) et ( 1 1 1 ). Elles sont donc
arrêtées dès qu’elles se croisent entre elles comme on peut l’observer sur la figure 9. Les
fautes d’empilement ayant une face silicium (notées SFSi) sont, en revanche, alignées dans les
38
plans ( 1 1 1 ) et ( 1 11 ) et forment des défauts triangulaires qui s’étendent dans l’épaisseur de
3C-SiC, comme présenté sur la figure 9.
En conséquence, seules les SFSi se prolongent jusqu’à la surface de la couche de 3C-SiC/Si
ondulé. L’obtention d’un substrat dépourvu de SF est alors possible en convertissant les SFSi
en SFC qui pourront ainsi s’annihiler par une reprise de croissance.
Figure 9 : Schéma des deux types de SF qui apparaissent lors de la
croissance de 3C-SiC sur Si ondulé [34]
Afin de réaliser cette conversion, il est nécessaire d’effectuer différentes étapes présentées sur
la figure 10. Tout d’abord, on réalise l’hétéroépitaxie d’une couche de 3C-SiC épaisse
(300 µm) sur du Si ondulé, puis on grave chimiquement le Si (Figure 10-1) sans altération du
SiC grâce à sa grande inertie chimique. L’étape suivante consiste à polir la face de 3C-SiC
ondulée (Figure 10-2) et enfin homoépitaxier du 3C-SiC sur cette face polie (Figure 10-3).
Cette méthode est appelée « Switch Back Epitaxy » (SBE).
Figure 10 : Schéma de la méthode ‘Switch Back Epitaxy’ [34]
Ishida a, quant à lui, simulé et réalisé la croissance de couches de 3C-SiC sur un substrat
Si (001) orienté par dépôt chimique en phase gazeuse à basse pression (LPCVD ou « Low
39
Pressure Chemical Vapor Deposition » en anglais). Cette méthode de dépôt à basse pression,
contrairement au dépôt à pression atmosphérique (APCVD ou « Atmospheric Pressure
Chemical Vapor Deposition » en anglais), permet d’obtenir une couche de 3C-SiC sans
domaines d’antiphase [35]. En effet, la croissance est différente selon la méthode. En
LPCVD, le SiC croît par avancée de marches. Au contraire, en APCVD, la croissance se fait
par îlots qui laissent apparaître des APB.
La possibilité d’hétéroépitaxier le 3C-SiC sur silicium, à ce jour sur des plaquettes de 100 mm
de diamètre, et l’amélioration constante de sa qualité, laissent entrevoir un avenir prometteur
pour la réalisation de dispositifs microélectroniques sur ce matériau. Les propriétés de ce
polytype sont différentes de celles des polytypes hexagonaux 4H et 6H ; la partie suivante
présente les principales propriétés de ces trois polytypes.
3- Quelques propriétés du SiC
3-1 Propriétés physico-chimiques
Le carbure de silicium est un matériau dur, faisant de lui le candidat idéal pour la fabrication
d’abrasifs et d’outils de coupe. Le SiC est le matériau le plus dur après le diamant. Sa dureté
sur l’échelle de Mohs est de 9,2-9,3 pour le 3C-SiC [36], de 9,0 pour les polytypes 4H-SiC et
6H-SiC [37] tandis qu’elle est de 10 pour le diamant. Pour une utilisation en
microélectronique, la surface doit être la moins rugueuse possible, le polissage du matériau
devient donc indispensable. Plusieurs sociétés ont acquis le savoir-faire du polissage du SiC
comme NOVASiC, CREE ou encore SEIKOH GIKEN [11][32][38].
Les propriétés élastiques du SiC intéressent également la microélectronique notamment pour
la fabrication de microstructures électromécaniques (MEMS ou « Micro Electro Mechanical
System » en anglais). Le 3C-SiC épitaxié sur silicium est le candidat idéal pour réaliser des
MEMS car il permet de réaliser des structures en SiC suspendues qui peuvent rester fixées au
substrat de silicium. Il possède un module d’élasticité variant de 330 à 710 GPa [39] selon la
nature du 3C-SiC (type et niveau de dopage, cristallinité et orientation).
Le SiC est également un matériau inerte qui réagit à seulement quelques substances connues à
température ambiante. La gravure chimique la plus efficace est obtenue avec du KOH chauffé
à des températures variant de 400 à 600 °C. La gravure par plasma du SiC reste, cependant,
possible à l’aide de gaz fluorés. Il est presque impossible de faire diffuser quoi que ce soit
dans le SiC. Ainsi, le dopage doit être réalisé par implantation ionique ou en intégrant les
40
dopants lors de la croissance du matériau. Ces points, concernant la gravure et le dopage du
SiC, seront davantage abordés dans le paragraphe 4 de ce chapitre.De plus, le SiC est
biocompatible et hémocompatible. Il est déjà utilisé sous forme
de couche mince sur des stents, tubes métalliques maillés servant
à maintenir un vaisseau ou une artère ouverte pour une bonne
circulation sanguine. Le SiC hémocompatible évite une réaction
allergène avec le métal composant le stent [40]. Il a également été
montré que le SiC est très résistant aux radiations, faisant de lui
un matériau de choix pour la réalisation de composants qui seront
Figure 11 : Stents recouverts
de SiC [40].
utilisés dans le domaine spatial.
3-2 Propriétés électriques et thermiques
Les proportions de Si et C sont égales dans le SiC. Néanmoins, comme les empilements sont
différents, leurs propriétés le sont également. Le tableau 1 résume quelques propriétés
physiques des trois polytypes 3C, 4H et 6H-SiC comparées à celles du silicium, du diamant et
du nitrure de gallium dans sa forme hexagonale.
Tableau 1 : Quelques propriétés physiques du SiC comparées à celles du Si, du diamant et du GaN.
Matériau
Propriétés
Température de fusion (°C) /
sublimation* (°C)
Energie de bande
interdite (eV) à 300K
Type de transition pour la
bande interdite
Mobilité des électrons
(cm².V-1.s-1)
Vitesse de saturation des
électrons (x107 cm.s-1)
Si
3C-SiC
4H-SiC
6H-SiC
Diamant
GaN
1412
2830*
2830*
2830*
3547
3000
1,1
2,3
3,2
3,0
5,4
3,5
indirect
indirect
indirect
indirect
indirect
direct
1360
900
800(  c)
380(  c)
2200
900
1
2,2
2
2
2,7
2,5
0,6*
2,8
3,2
3,5*
10
5,1*
=Champ de claquage pour NA
= 2,5x1017cm-3 (x106 V.cm-1)
*valeurs calculées selon [41][42]
41
Conductivité thermique
(W.K-1.cm-1)
1,5
5
4,9
4,9
20
1,3
3-2-1 Bande interdite
Dans le cas d’une transition de bande interdite directe, comme le montre la figure 12-a, le
minimum de la bande de conduction est directement face au maximum de la bande de
valence. Une transition optique, dans ce cas de figure, fait uniquement intervenir un photon.
Le GaN possède ce type de bande interdite. Il est très utilisé en optoélectronique pour la
fabrication de lasers grâce à cette propriété. Lorsque la transition de bande interdite est
indirecte, comme c’est le cas pour le SiC, le minimum de la bande de conduction n’est pas
directement face au maximum de la bande de valence (cf. Figure 12-b). Pour effectuer une
transition optique, un phonon en plus du photon est nécessaire. Le carbure de silicium, tout
comme le silicium et le diamant ne sont donc pas des candidats idéaux pour
l’optoélectronique.
(a)
(b)
Figure 12 : Schéma de la structure de bande d’un semiconducteur à
transition de bande (a) directe et (b) indirecte [43].
La propriété intéressante du SiC par rapport au silicium pour la microélectronique de
puissance est sa large bande interdite. Elle varie, selon le polytype, entre 2,3 eV pour le
3C-SiC et 3,2 eV pour le 4H-SiC contre 1,1 eV pour le silicium.
Dans un semiconducteur, l’énergie de bande interdite est l’énergie nécessaire pour qu’un
électron passe de la bande de valence à la bande de conduction. Lorsque la température
augmente, l’énergie thermique apportée aux électrons, si elle est suffisante, leur permet de
quitter leur liaison de valence pour devenir libres. Ils laissent derrière eux des charges
positives, les trous. Or, la réalisation d’un composant requiert l’utilisation d’un
42
semiconducteur présentant des propriétés extrinsèques, c'est-à-dire comportant des impuretés
dopantes susceptibles de modifier la densité de porteurs.
Dans un semiconducteur extrinsèque de type n, la densité totale d’électrons dans la bande de
conduction s’écrit de la façon suivante :
n = N C e EC  E F  / kT
(1)
avec NC la densité d’états dans la bande de conduction susceptibles d’être occupés par un
électron, EC le niveau d’énergie de la bande de conduction, EF l’énergie du niveau de Fermi, k
la constante de Boltzmann (k = 1,38062x10-23 J.K-1) et T la température.
Lors de l’utilisation de ce composant en température, si la génération de paires électron-trou,
est aussi importante que le nombre de porteurs libres introduits par les impuretés dopantes, on
passe en régime de fonctionnement appelé régime intrinsèque. La densité de porteurs
minoritaires p, ici les trous, devient alors égale à la densité de porteurs majoritaires n, soit
n = p = ni. La densité de porteurs intrinsèques ni s’écrit alors :
np = ni2 = N c N V e
 E g / kT
(2)
Soit,
ni = N c N V 1 / 2 e
 E g / 2 kT
(3)
avec NV la densité d’états dans la bande de valence susceptibles d’être occupés par un trou et
Eg l’énergie de bande interdite (Eg = EC – EV). Cette densité de porteurs intrinsèques est donc
une fonction exponentielle de la largeur de la bande interdite du matériau et de la température.
Si l’on regarde la variation de la largeur de la bande interdite en fonction de la température
pour les polytypes 3C, 4H et 6H-SiC, comme le montre la figure 13, on observe une
diminution de la largeur de la bande interdite lorsque la température augmente. Elle reste,
cependant, élevée même à haute température.
43
Figure 13 : Variation de la largeur de bande interdite en fonction de la température
pour les polytypes 3C, 4H et 6H-SiC [44].
Or, d’après l’équation (3), la concentration de porteurs intrinsèques augmente lorsque la
largeur de bande interdite Eg diminue. D’après la figure 13, le régime intrinsèque sera d’abord
atteint par le 3C-SiC, puis par le 6H-SiC et enfin par le 4H-SiC. Cependant, quel que soit le
polytype, le SiC possède une température seuil intrinsèque élevée supérieure à 1000K, tandis
que celle du silicium est deux fois moindre, elle se situe autour de 500K. Le SiC est donc un
matériau de choix pour la réalisation de dispositifs fonctionnant à haute température. Il reste
néanmoins une limitation à l’utilisation de ce type de composant, qui ne provient non pas du
passage extrinsèque/intrinsèque, mais plutôt des contacts sur le matériau, des connexions et
du boîtier utilisé. Cette problématique sera abordée à la fin de ce chapitre.
3-2-2 Champ critique
Dans les applications de puissance, il est important d’utiliser un matériau possédant un fort
champ critique. En effet, cette propriété permet au matériau de supporter un champ électrique
important avant de subir le phénomène d’ionisation par impact qui va créer l’avalanche (ou
claquage). Le tableau 2 ci-dessous rapporte quelques mesures du champ critique du 3C-SiC et
du 4H-SiC comparées à celui du silicium que l’on trouve dans la littérature [45] [46].
Tableau 2 : Champ de claquage du 3C-SiC et du 4H-SiC comparé à celui du silicium.
Matériau
Si
3C-SiC
3C-SiC
4H-SiC
Type
n
n
p
p
Dopage (cm-3)
2,5x1017
2,5x1017
2,5x1017
1x1017
Champ critique (V.cm-1)
0,6x106
2x106
2,8x106
3,2x106
Comme pour le silicium, il existe une dépendance entre champ critique et concentration en
dopants. L’équipe de P.G. Neudeck de la NASA a récemment étudié le champ de claquage du
SiC. Pour une couche de 3C-SiC de type p avec un dopage de 2,5x1017 cm-3 épitaxiée sur
4H-SiC, le champ de claquage a été évalué à 2,8x106 V.cm-1. Avec un dopage légèrement
inférieur (1x1017 cm-3), le champ critique du 4H-SiC de type p a été mesuré à
3,2x106 V.cm-1 [45]. En 2006, la même étude a été effectuée, mais cette fois dans le cas de
3C-SiC de type n dopé à 2,5x1017cm-3, son champ critique a alors été évalué à
2x106 V.cm-1[46]. Pour comparaison, le champ critique du Si se situe à 0,6x106 V.cm-1 pour le
même dopage [41]. Le champ critique du SiC est donc environ 4 à 5 fois plus important que
44
celui du Si. Si l’on raisonne en termes d’épaisseur de couche et pour le même dopage, on peut
réaliser un dispositif ayant les mêmes performances sur SiC que sur silicium avec une couche
de SiC 4 à 5 fois plus fine selon le polytype.
3-2-3 Vitesse de saturation et mobilité des électrons
La réalisation de composants, pour des applications haute fréquence, nécessite un matériau
qui possède une grande vitesse de saturation des électrons. Pour le SiC, elle est de l’ordre de
2x107 cm.s-1, soit deux fois plus grande que celle du Si. Les composants en SiC restent donc
opérationnels à haute fréquence. Le second paramètre à prendre en compte est la mobilité des
électrons, qui, quel que soit le polytype, reste malheureusement inférieure à celle des autres
semiconducteurs (cf. tableau 1). On notera, cependant, que le 3C-SiC présente la plus forte
mobilité par rapport aux deux polytypes hexagonaux 4H et 6H-SiC.
3-2-4 Conductivité thermique
Le fonctionnement d’un composant à forte puissance entraîne une augmentation de sa
température. Grâce à son champ de claquage élevé, le SiC offre la possibilité de faire des
composants plus petits avec une densité de puissance plus élevée que les composants en
silicium. Dans une telle configuration, on peut s’attendre à avoir une température de jonction
plus élevée et donc davantage de chaleur à dissiper. Une mesure de la conductivité thermique
en fonction de la température a été faite par Slack sur du 6H-SiC ayant un dopage résiduel de
type n de 1x1017 cm-3 [47]. Il a évalué cette conductivité à 4,9 W.cm-1.K-1 à 300 K. Pour
comparaison, à la même température, la conductivité thermique du silicium est de
1,5 W.cm-1.K-1 et celle du diamant, qui reste la plus élevée, a été mesurée à 20 W.cm-1.K-1.
Les métaux comme le cuivre et l’argent ont des conductivités thermiques respectivement de
4 W.cm-1.K-1 et de 4,18 W.cm-1.K-1. Le SiC a donc l’avantage d’avoir une conductivité
thermique élevée qui permet une bonne évacuation de la chaleur générée lors du
fonctionnement des dispositifs.
4- Technologie des composants en SiC
4-1 Dopage
Les principaux dopants utilisés pour doper le SiC sont l’azote et le phosphore pour le dopage
de type n et l’aluminium et le bore pour le dopage de type p. La diffusion des dopants dans le
45
SiC est extrêmement faible et requiert des températures élevées (> 1800°C) ce qui exclut la
méthode de dopage par pré-dépôt trop difficile à réaliser. L’incorporation de dopants dans le
SiC est donc réalisée in situ pendant la croissance des couches ou par implantation ionique.
4-1-1 Dopage in situ
Le dopage du SiC lors de la croissance massive du matériau ou lors de l’épitaxie de couches
peut être réalisé en incorporant de l’azote (N2) ou encore de la phosphine (hydrure de
phosphore PH3) pour le dopage de type n et du diborane (B2H6) ou du triméthylaluminium
(TMA) pour le dopage de type p. Cette technique est aujourd’hui bien maîtrisée et permet
d’obtenir des couches d’épaisseur et de niveau de dopage contrôlés. NOVASiC fournit à ce
jour des couches épitaxiées de 3C-SiC (100) avec un résiduel de dopage azote et aluminium
inférieur à 1x1016 cm-3. Le dopage intentionnel varie quant à lui de 1x1016 cm-3 à 1x1019 cm-3
avec une déviation standard de ± 50 % (cf. Annexe 1).
4-1-2 Dopage localisé par implantation ionique
L’implantation ionique est la seule technique possible pour doper localement le SiC. Elle
présente, cependant, plusieurs inconvénients. La profondeur d’implantation dans le SiC est
faible. Dans le cas de l’aluminium, si l’on veut obtenir une profondeur d’implantation de
1 µm, l’énergie nécessaire est de l’ordre de 1 MeV. Or, en général, l’énergie délivrée par les
implanteurs classiques est de 150 à 200 keV. La profondeur de pénétration de l’aluminium
implanté à 200 keV est donc limitée à 250 nm, à 350 nm pour l’azote et à 400 nm pour le bore
[48]. De plus, l’implantation engendre la dégradation du matériau ; les collisions entre les
atomes implantés et les atomes du SiC génèrent des défauts. La stœchiométrie de la structure
initiale est localement modifiée. Un recuit à haute température est alors nécessaire pour
éliminer un maximum de défauts créés dans le matériau et pour activer les dopants par
diffusion locale en site substitutionnel.
Le taux d’activation de l’aluminium implanté dans le SiC est assez faible. Bluet et al. ont
implanté du 4H-SiC à forte dose (entre 1014 et 1016 cm-2) à 650 °C dans le but d’obtenir une
concentration en dopants de 1021 cm-3. Ils obtiennent un taux d’activation de 37,5 % après un
recuit d’activation à 1670 °C pendant 12 minutes [49]. L’activation des dopants de type n
semble un peu plus aisée. Blanqué et al. ont montré une activation d’environ 90 % à la fois
pour l’implantation de phosphore et d’azote dans du 4H-SiC. Ils obtiennent une concentration
en dopants de 3,5x1019 cm-3 à l’issue de plusieurs recuits de 1300 à 1600 °C pour un temps
cumulé de 2 heures [50]. Le taux d’activation des dopants dans le 3C-SiC est un peu plus
46
faible. Lossy et al. ont implanté de l’azote à haute température (1200°C) dans le but de
réaliser un dopage d’environ 1020 cm-3. L’activation des dopants obtenue est supérieure à
50 % [51][52][53]. Cette dernière étude a été réalisée sans recuit d’activation mais on constate
que la température d’implantation est élevée pour limiter l’amorphisation du substrat. Une
étude de Taguchi a plus récemment montré un taux d’activation de 68 % pour un dopage de
3C-SiC massif avec de l’azote. La concentration en dopants obtenue est de 1020 cm-3 après un
recuit à 1500 °C pendant 10 minutes sous argon [54].
En conclusion, on retiendra que le dopage par implantation, quasi seule technique possible
pour la réalisation d’un dopage localisé, n’est pas aisé aussi bien du point de vue de la
pénétration des dopants que de leur activation.
4-2 Gravure
4-2-1 Gravure chimique
La grande inertie chimique du carbure de silicium empêche sa gravure par des acides simples
à température ambiante. Chu a réalisé, en 1965, la gravure de -SiC à 180 °C avec de l’acide
phosphorique (H3PO4) [55]. Il s’agit de la plus faible température référencée dans la
littérature. D’autres solutions acides permettent de graver le SiC telles qu’un mélange
d’hydroxyde de potassium (KOH) et de nitrate de potassium (KNO3) porté à 350 °C pour
graver le 6H-SiC ou encore de l’hydroxyde de sodium (NaOH) chauffé à 900 °C pour graver
le 3C-SiC (111) [56]. De telles conditions de gravure imposent d’avoir des contenants et des
porte-substrats qui ne réagissent pas aux produits utilisés et qui résistent à de telles
températures. L’utilisation de béchers en platine est possible, mais leur fabrication reste
coûteuse. Le deuxième inconvénient majeur de la gravure chimique du SiC, comme la plupart
des gravures chimiques, est son isotropie. Même en utilisant un masque en platine, la gravure
localisée est de mauvaise qualité. Ces conditions rendent donc difficile la mise en œuvre de la
gravure du SiC par voie chimique. La gravure dite sèche du SiC a alors été étudiée, elle fait
l’objet du paragraphe suivant.
4-2-2 Gravure sèche
La gravure sèche est un procédé technologique à base de plasma ; elle fait intervenir des gaz
qui vont réagir à la fois physiquement et chimiquement avec le matériau à graver. Les ions
accélérés viennent arracher les particules du matériau cible et les atomes des gaz réagissent
47
avec les atomes de l’échantillon pour former une nouvelle espèce volatile qui sera évacuée par
le groupe de pompage de l’équipement de gravure.
Trois types de réacteurs sont utilisés dans le but de graver le SiC : le bâti classique de gravure
ionique réactive (RIE ou « Reactive Ion Etching » en anglais), le bâti à couplage inductif (ICP
ou « Inductive Coupled Plasma » en anglais) et le bâti ECR (ou « Electron Cyclotron
Resonance » en anglais). Dans un bâti classique de RIE, deux électrodes parallèles sont
situées de part et d’autre de la chambre à vide. L’injection de gaz réactifs et l’application d’un
champ électrique radiofréquence RF (13,56 MHz) entre les électrodes va créer un plasma qui
va générer les espèces réactives qui vont venir graver la surface du substrat situé sur
l’électrode inférieure. Le réacteur ICP, quant à lui, est constitué d’une paroi diélectrique
entourée d’une bobine. Un plasma est alors créé par un champ magnétique RF. Ce type de
réacteur permet d’obtenir un plasma plus dense que dans le système de RIE classique. Enfin,
dans un réacteur de type ECR, un plasma est créé à l’aide d’une source micro-onde
(2,45 GHz) dans une chambre également entourée de bobines. Un champ magnétique de
875 gauss est nécessaire à l’obtention des conditions de résonance cyclotronique. Le plasma a
alors une forte densité électronique qui va frapper le substrat polarisé par une source RF. Le
plasma généré par ce type de réacteur n’est, cependant, pas très uniforme. L’ajout d’antennes
dans la chambre générant la puissance micro-onde permet d’en améliorer l’uniformité. Ces
antennes sont couplées à des barrettes aimantées situées à l’extérieur de la chambre. Ce type
de réacteur a été utilisé par F. Lanois, lors de sa thèse, afin de graver le SiC. Il s’agissait du
réacteur DECR (ou « Distributed Electron Cyclotron Resonance » en anglais) [57].
De nombreux gaz ont été étudiés pour graver le SiC. Les gaz les plus efficaces en termes de
vitesse de gravure, sont à base de fluor [57][58][59]. Le fluor va réagir à la fois avec le
silicium et le carbone pour former SiFx (x  1-4) et CFy (y  1-2). L’ajout d’oxygène est
parfois justifié pour sa contribution à la gravure en formant CO ou CO2 [58] mais ces
réactions chimiques avec le carbone restent controversées [57]. Une deuxième hypothèse,
suggère que l’oxygène favorise la dissociation du gaz fluoré produisant davantage d’atomes
de fluor [59]. Les réactions entre le fluor et le SiC sont donc plus importantes et la vitesse de
gravure accrue, à condition que l’apport d’oxygène ne soit pas trop important (autour de 20 %
d’O2). En effet, les expériences ont montré qu’une trop grande concentration d’oxygène
augmente le bombardement ionique, augmentant par là même la rugosité de la surface gravée.
De plus, la création d’une fine couche d’oxyde sur la surface à graver va également accentuer
la rugosité de la surface [60].
48
Les vitesses de gravure obtenues varient selon les conditions expérimentales et le type de
réacteur utilisé. Les vitesses de gravure du 4H-SiC ou du 6H-SiC avec des gaz fluorés
obtenues en RIE classique, il y a quelques années, étaient de l’ordre de 50 nm.min-1 à
300 nm.min-1 [61]. Plus récemment, Lazar et al. ont gravé par RIE du 4H-SiC avec une
vitesse de 350 nm.min-1 dans un mélange gazeux de SF6/O2 [62]. L’utilisation d’un réacteur
ICP est souvent reportée dans la littérature parce qu’elle procure une gravure anisotrope de
bonne qualité avec une vitesse de gravure élevée. Les vitesses obtenues sont de l’ordre de
300 à 970 nm.min-1 [63][64][65][66]. La gravure ECR, quant à elle, procure des vitesses de
gravure comprises entre celles obtenues en RIE et celles obtenues en ICP. Dans sa thèse,
F. Lanois a obtenu une vitesse de gravure du 3C-SiC de 280 nm.min-1 dans des conditions de
saturation en fluor avec un réacteur de type DECR [57]. La vitesse la plus élevée, avec ce type
de réacteur, s’élève aujourd’hui à 450 nm.min-1. Elle a été obtenue par Hong et al. en gravant
du 6H-SiC dans un mélange de SF6 et d’Ar en proportion (20:10) [67].
La réalisation de dispositifs demande souvent une gravure localisée. Le masquage du substrat
à graver par un matériau à forte sélectivité est alors nécessaire. La sélectivité correspond au
rapport entre la vitesse de gravure de la couche et la vitesse de gravure du masque. En
général, la gravure localisée du silicium avec des gaz fluorés est réalisée avec de la résine
photosensible qui présente, dans ce cas, une sélectivité supérieure à 100. Avec le SiC, la
résine a une sélectivité inférieure à 1. L’utilisation d’oxyde de silicium est envisageable mais
pour de faibles épaisseurs à graver. En effet, la sélectivité entre SiC et SiO2 est comprise entre
1 et 6. Pour cette raison, l’utilisation de masques métalliques pour la gravure du SiC est
souvent privilégiée. L’étude menée par Lazar et al. a montré une sélectivité de 12 entre SiC et
Al et une sélectivité de 46 entre SiC et Ni [62].
La gravure sèche du SiC est donc un procédé réalisé principalement à l’aide de gaz fluorés
dans différents bâtis : RIE, ICP ou ECR. L’utilisation d’un masque en aluminium ou en nickel
est la plupart du temps privilégiée pour réaliser la gravure localisée du SiC.
4-3 Métallisation
Dans les paragraphes suivants, nous allons présenter l’état de l’art du contact ohmique puis du
contact redresseur sur SiC. Ces contacts sont indispensables pour la réalisation de
composants. Le but n’est pas ici de présenter la théorie de ces contacts, ce qui sera fait dans le
chapitre 2, mais bien les principaux résultats obtenus dans la littérature.
Le contact ohmique est utilisé pour injecter ou récupérer le courant dans les composants, il
induit une résistance qui doit être la plus faible possible afin de faire passer un maximum de
49
porteurs. Il est caractérisé par sa résistance spécifique de contact. La caractéristique couranttension d’un contact ohmique est représentée sur la figure 14-a.
IC
ID
_
+
UC
UD
Figure 14 : Caractéristique I(V) (a) d’un contact ohmique et (b) d’une diode idéale.
Le contact redresseur correspond au contact dit « Schottky ». Il est défini par sa hauteur de
barrière avec le semiconducteur et son coefficient d’idéalité qui traduit la qualité du contact.
On recherche, au travers de ce contact, un comportement le plus proche possible d’un
interrupteur idéal, c'est-à-dire un courant faible en inverse et fort en direct comme le montre la
figure 14-b. Le choix des métaux utilisés mais aussi l’étude de leur stabilité avec la
température ont fait l’objet de nombreuses études.
4-3-1 Etat de l’art du contact ohmique sur SiC
De nombreux métaux sont utilisés pour réaliser des contacts ohmiques sur SiC comme le
nickel, le titane, le tungstène, l’aluminium, le tantale, le platine, l’or, le molybdène, le chrome
ou encore le rhénium. Le choix du métal est donc assez large. Il doit être déposé sur une
couche à dopage élevé et souvent recuit afin de former un siliciure ou un carbure conduisant à
l’obtention d’un contact ohmique qui sera stable lors de son utilisation dans un composant.
Les températures utilisées sont souvent proches de 1000 °C. Cependant, des contacts
ohmiques peuvent être obtenus à plus faible température. Suzuki et al. ont obtenu une
résistance spécifique de contact de 5x10-7 .cm² avec un contact en Al recuit entre 100 et
300 °C sur du 3C-SiC implanté N avec une concentration de 6x1019 cm-3 [68]. A plus haute
température, on retrouve le plus souvent le nickel, que ce soit sur 4H, 6H ou 3C-SiC. La
littérature rapporte des résistances spécifiques de contact de quelques 10-6 .cm2 avec du
nickel recuit à 950 °C pendant 10 minutes sous atmosphère d’azote sur du 4H-SiC de type n
fortement dopé (1019 cm-3) [69] et le même ordre de grandeur en associant le nickel avec du
chrome, recuit à 1100 °C pendant 3 minutes, sur du 6H-SiC de type n fortement dopé
50
(1,4x1018cm-3) [70]. Le nickel est également très utilisé pour réaliser des contacts ohmiques
sur le 3C-SiC. On retiendra les résultats de Suzuki et al. qui, à notre connaissance, ont obtenu,
en 2007, la plus faible valeur publiée à ce jour avec ce métal [68]. Ils obtiennent une
résistance spécifique de contact d’environ 8x10-7 .cm2 après un recuit à 900 °C sur une
couche de 3C-SiC (100) de type p implantée avec de l’azote aboutissant à un dopage élevé de
type n (6x1019 cm-3). Avec du tantale recuit à 500 °C pendant 30 minutes sur un substrat de
3C-SiC implanté avec du phosphore, des résultats similaires avaient été précédemment
obtenus [71]. Le tableau 3 établit la liste des principaux résultats sur les contacts ohmiques
obtenus avec du 3C-SiC de type n. Il indique le traitement thermique subi par les contacts et
la valeur de la résistance spécifique de contact C. Un tableau plus complet des contacts
ohmiques, donné en annexe 2, présente les résultats obtenus pour des contacts ohmiques
réalisés sur 4H et 6H-SiC, en plus des contacts ohmiques sur 3C-SiC.
Tableau 3 : Contacts ohmiques sur 3C-SiC de type n. Le dépôt de plusieurs couches métalliques est indiqué par
un « / » où le métal situé à gauche correspond à celui directement déposé sur le SiC.
Métal
Al
Al
Al
Al
Al/Au
Cr/Au
Cr/Au
Cr/Ti/Pt/Mo/Al
Mo/Au
Ni
Ni
Pt
Si/Ta/Au
Ta
Ta/Au
(Ta/Au/Al)/Au
(Ta/Si)/Au
Ti
Ti/Al
Ti/Al
Ti/Al
Ti/Ni
Ti/Ta/Si/Al/Au
TiW/TiWN/Pt
Re
W
W/Au
Dopage type n
(cm-3)
5x1018 épi
3x1019 imp. N
3x1020 imp. N
6x1019 imp. N
2,4x1017
2,4x1017
3x1018 épi
3x1018 épi
2,4x1017
6x1019 imp. N
3,5x1019 épi
5x1019 imp. P
2,4x1017
5x1019 imp. P
2,4x1017
2,4x1017
2,4x1017
6x1019 imp. N
5x1018 épi
3x1019 imp. N
3x1020 imp. N
>1020
2,4x1017
9x1018 épi
5x1019 imp. P
1x1017 épi
2,4x1017
Recuit
Non recuit
Non recuit
Non recuit
100 °C, 200 °C et 300 °C
Non recuit
200 °C – 10 min sous Ar
Non recuit
500 °C – 400h
900 °C
1050 °C – 1 min
Non recuit
500 °C – 30 min
Non recuit
Non recuit
Non recuit
Non recuit
950 °C – 5 min
900 °C – 30 min
500 °C – 30 min sous Ar/8% H2
51
C (.cm²)
1,5x10-4
6x10-5
1,4x10-5
5x10-7
1,19x10-5
5,35x10-6
6x10-7
7x10-5
1,44x10-5
8x10-7
1,2x10-5
6x10-6
3,37x10-5
5x10-7
5x10-4
9,43x10-5
1x10-4
5x10-6
1,5x10-4
9x10-5
1,5x10-5
2x10-5
4,7x10-5
2,3x10-5
1x10-5
2x10-3
8,56x10-2
Réf.
[72]
[72]
[72]
[68]
[73]
[68]
[73]
[73]
[73]
[68]
[74]
[71]
[73]
[71]
[73]
[73]
[73]
[68]
[72]
[72]
[72]
[75]
[73]
[76]
[71]
[77]
[73]
Le contact ohmique sur SiC de type p est plus difficile à obtenir. L’aluminium ou des
empilements de métaux couplés à l’aluminium sont souvent employés sur une couche de
4H-SiC ou de 6H-SiC dopé à l’aluminium afin d’accroître le dopage en surface après recuit
des contacts. Les recherches se sont principalement axées sur des empilements de Ti/Al. Les
résultats de résistance spécifique de contact obtenus sont compris entre 5x10-6 et 5x10-4 .cm²
[78][79][80][81][82]. En 1997, Crofton et al. ont obtenu le meilleur résultat pour un contact
présentant une résistance spécifique de 5x10-6 .cm² [79]. Le nickel, très utilisé pour la
réalisation de contacts ohmiques sur SiC de type n, a lui aussi fait ses preuves sur le 4H-SiC
de type p. En 2005, Perez et al. ont obtenu une résistance spécifique de 1x10-5 .cm² avec des
contacts en Ni/Ti recuits à 700 °C sur une couche de 4H-SiC dopée 2x1019 cm-3 [83]. Une
synthèse des résultats obtenus sur les contacts ohmiques sur SiC de type p est présentée en
annexe 2. Concernant le 3C-SiC de type p, les recherches sont très peu nombreuses car peu de
matériaux de ce type sont aujourd’hui disponibles. En effet, l’énergie d’activation de l’Al (ou
du B) est beaucoup plus grande que celle de l’azote [84]. Les températures mises en jeu dans
l’épitaxie du 3C-SiC sur Si étant plus faibles que pour la croissance des polytypes
hexagonaux, il est plus difficile d’activer les dopants et d’obtenir un dopage de type p de
bonne qualité. Zhao a obtenu un premier résultat de C à 3,5x10-4 .cm² sur une couche
épitaxiée de 3C-SiC de type p (1,3x1017 cm-3) avec des contacts en polysilicium/Al [85].
4-3-2 Etat de l’art du contact Schottky sur SiC
La caractéristique essentielle d’un contact redresseur est sa hauteur de barrière Schottky. Ce
type de contact est généralement réalisé avec un métal possédant un travail de sortie plus
grand que celui du semiconducteur (pour un semiconducteur de type n). La concentration de
dopants du semiconducteur doit également être faible (en général <1017 cm-3) pour permettre
le passage du courant par émission thermoïonique. Une approche plus détaillée du principe du
contact Schottky sera faite dans le chapitre 2.
Le contact Schottky est, en général, caractérisé par deux paramètres : la hauteur de barrière
(B), comme mentionné précédemment, et le coefficient d’idéalité () qui correspond au
facteur de qualité de la jonction métal-semiconducteur. Plus ce facteur est proche de 1 et plus
le contact Schottky est idéal.
Chaque polytype, 4H, 6H et 3C-SiC possède sa propre affinité électronique soit 4,17 eV,
3,7 eV et 4 eV respectivement. Il en découle que l’utilisation d’un métal avec son propre
52
travail de sortie ne donnera pas la même hauteur de barrière suivant le polytype. De
nombreuses études ont donc été faites afin de déterminer quel métal offre le meilleur contact
Schottky.
Les principaux métaux utilisés pour réaliser un contact Schottky sur SiC de type n sont :
l’aluminium, le nickel, le titane, l’or et le platine. Le titane est très utilisé dans les dispositifs
en 4H-SiC. Sa hauteur de barrière est d’environ 1 eV et son coefficient d’idéalité peut
atteindre 1,03 [86]. Le Ni sur 4H-SiC possède une barrière plus grande, évaluée à 1,62 eV et
un facteur d’idéalité de 1,02 [87]. La combinaison de plusieurs métaux donne également de
bons résultats. Kim et al. ont obtenu récemment une hauteur de barrière de 1,44 eV avec un
coefficient d’idéalité de 1,02 pour un empilement Ni/Al [88]. Les meilleurs contacts Schottky
sur 3C-SiC de type n ont été obtenus par Gil et al. en utilisant du Ni. Ils ont démontré une
hauteur de barrière de 1,05 eV et un facteur d’idéalité de 1,07 [89], contrairement aux
résultats généralement obtenus avec le Ni sur 3C-SiC qui engendre une hauteur de barrière
entre 0,5 et 0,7 eV [90][91][92]. Le tableau 4 présente les principaux résultats de contacts
Schottky sur 3C-SiC de type n ; il indique la hauteur de barrière et le coefficient d’idéalité
associé.
Tableau 4 : Contacts Schottky sur 3C-SiC de type n.
Métal
Dopage du SiC (cm-3)
Au
*
Au
(5-9)x1017 épi
16
Au
1,6x10 épi
16
Au
1x10 épi

Au
Au
5x1015 épi
16
Ni
1,6x10 épi
16
Ni
1x10 épi

Ni
Ni
2,2x1015 – 3,4x1016 épi
Ni
5x1015 épi
Pd
1017 épi
Pd
1017 épi
Pd
1017 épi
Pt
5x1016-5x1017 épi
Pt
1,5x1016 épi
Pt
5x1016-5x1017 épi
Ti
1x1016 épi
* non mentionné par les auteurs
Traitement thermique

Non recuit
Non recuit
Non recuit
Non recuit

Non recuit
Non recuit





Non recuit

800 °C – 20 min
Non recuit
53
Hauteur de
barrière
B (eV)
1,15 à 1,2
1,15
0,7
0,67
0,78 à 0,87
1,28
0,6
0,56
1,05
0,64-0,68
1,01
0,55
0,48
0,42
0,95
0,85
1,35
0,4
Coefficient
d’idéalité 

1,4-2
1,1



1,04

1,07
1,14-1,38
1,11
3,02
4,48
5,28
3,5
1,25


Réf.
[93][94]
[95]
[90]
[91]
[96]
[97]
[90]
[91]
[89]
[92]
[97]
[98]
[98]
[98]
[99]
[100]
[99]
[91]
Pour réaliser un contact redresseur sur un matériau de type p, le métal utilisé doit avoir un
travail de sortie plus petit que celui du semiconducteur. Or, seuls quelques métaux possèdent
un travail de sortie inférieur à 4 eV (rubidium, césium, …) et ils ne sont, en général, pas
utilisés en microélectronique. L’utilisation de métaux comme l’aluminium, l’or ou le nickel
ont néanmoins montré des résultats intéressants sur le 6H-SiC en termes de hauteur de
barrière même s’ils présentent un facteur d’idéalité élevé. Selon Porter et al., le facteur
d’idéalité plus élevé montre que le mécanisme principal de transport du courant n’est pas le
courant thermoïonique [101].
Tableau 5 : Contacts Schottky sur 3C-SiC de type p.
Métal
Al
Au
Ni
Ti
Dopage du SiC (cm-3)
4x1016 épi
Traitement thermique
Non recuit
Hauteur de
barrière
B (eV)
2,20
0,85
1,35
0,4
Réf.
[91]
Comme pour le contact ohmique sur 3C-SiC, le contact Schottky sur ce matériau a été très
peu étudié. Satoh et al. ont récemment évalué la hauteur de barrière de l’Al, de l’Au, du Ni et
du Ti sans préciser le facteur d’idéalité associé à chaque contact [91]. Les résultats obtenus
sont mentionnés dans le tableau 5.
5- Etat de l’art des composants Schottky SiC
5-1 Diodes Schottky de puissance
Les diodes Schottky sont très utilisées dans les applications de puissance car elles possèdent
une faible tension de seuil à l’état passant et ne génèrent pas de pertes en commutation. Les
pertes de puissance sont donc plus faibles pour ce composant que pour les diodes PN
classiques. Les pertes thermiques sont alors réduites et les dissipateurs thermiques à installer
sont donc plus petits. Les diodes Schottky sont également très présentes dans les applications
radiofréquences grâce à leur grande vitesse de commutation et à leur aptitude à fonctionner à
haute fréquence. La réalisation de ces diodes avec du SiC permet de dépasser les
performances des diodes en silicium et ainsi, d’offrir de meilleures performances aux circuits
qu’elles intègrent. Prenons, par exemple, le convertisseur PFC (ou « Power Factor
Correction » en anglais) utilisé dans le but de corriger le courant déformé délivré par le
54
secteur, surtout à forte puissance. L’utilisation de diodes Schottky 600 V en SiC dans ce type
de circuit permet d’accroître le rendement de 2 % par rapport au rendement fourni par un
circuit composé d’une diode redresseuse ultra rapide en silicium [102]. En plus d’un meilleur
rendement, la taille du circuit et en particulier des composants passifs (capacités et
inductances) est considérablement réduite. La figure 15 montre la comparaison d’un PFC
fabriqué avec des diodes Schottky en silicium et un PFC constitué de diodes Schottky en SiC.
On constate également que la fréquence de commutation est 2,5 fois plus élevée avec les
diodes SiC puisque l’on passe d’une fréquence de commutation de 80 kHz avec le silicium à
200 kHz avec le SiC. Le SiC contribue ainsi fortement à l’intégration de puissance.
Figure 15 : Comparaison de la taille d’un PFC (80 kHz) fabriqué avec des diodes Schottky en Si
à gauche et un PFC (200 kHz) fabriqué avec des diodes Schottky en SiC à droite [102].
La diode Schottky de puissance est commercialisée depuis quelques années par CREE,
Infineon et plus récemment par STMicroelectronics. Le tableau 6 rapporte les principales
caractéristiques électriques des diodes Schottky actuellement vendues par ces trois groupes.
Tableau 6 : Caractéristiques électriques des diodes Schottky
en SiC disponibles actuellement sur le marché.
Fabricant
CREE
Infineon
STMicroelectronics
VR (V)
VF (V)
IF (A)
600
1,5 – 1,6
1 – 2 – 4 – 6 – 8 – 10 – 20
1200
1,6
5 – 10 – 20
300
1,5
10 – 20
600
1,5 – 1,75
2 – 3 – 4 – 5 – 6 – 8 – 10 – 12 – 16
600
1,6
8 – 10
Nous présentons, au travers de ce tableau, les paramètres essentiels de la diode de puissance
comme la tension inverse (VR) qui correspond à la tension maximale tenue en inverse avant
d’atteindre l’avalanche, la tension de seuil (VF), tension à partir de laquelle la diode devient
passante en directe et le courant direct maximal (IF) que peut supporter la diode. Les diodes
55
disponibles ont une tenue en tension allant de 300 V à 1200 V et des calibres en courant allant
de 1 A à 20 A.
De récentes recherches ont déjà montré les très bonnes performances que l’on peut atteindre
avec ce matériau. En effet, Zhao et al. ont fabriqué, en 2003, la première diode Schottky qui
possède une tension de claquage de 10,8 kV [103]. La structure de la diode est composée d’un
substrat n+ et d’une première couche épitaxiée de 115 µm de type n- (5,6x1014 cm-3) pour la
zone active. La protection périphérique est composée d’une couche épitaxiée de type n de
0,4 µm surmontée d’une couche épitaxiée de type p+ de 0,8 µm. La cathode et l’anode sont en
nickel. La diode a une résistance spécifique à l’état passant de 97,5 m.cm2 et peut conduire
un courant de 48 A.cm-2 à une tension de seuil VF de 6 V. Plus récemment, Nakamura et son
équipe ont fabriqué un démonstrateur Schottky 4,15 kV qui possède une résistance spécifique
de 9,07 m.cm2, laissant passer un courant de 100 A.cm-2 à une tension de seuil VF de 1,89 V
[104]. Pour obtenir de telles performances, l’anode en molybdène a été déposée sur une
couche de 4H-SiC de 33 µm d’épaisseur de type n (3x1015 cm-3). La tenue en tension est
possible grâce à une protection périphérique réalisée par implantation d’aluminium. Avec le
même type de structure, Vassilevski et al. ont réalisé une diode 6,7 kV en utilisant une couche
active de 45 µm d’épaisseur et une protection périphérique implantée bore [105].
Les diodes Schottky déjà commercialisées et les démonstrateurs présentés ci-dessus sont
réalisés avec le polytype 4H-SiC. Les recherches sur 3C-SiC sont à un stade un peu moins
avancé mais des démonstrateurs commencent à voir le jour. Le paragraphe suivant est
consacré aux avancées récentes réalisées avec le 3C-SiC.
5-2 Avancées récentes en 3C-SiC
La qualité des substrats de 3C-SiC aujourd’hui obtenue a motivé l’étude des dispositifs sur ce
matériau. Des démonstrateurs de type Schottky ou encore MOSFET (ou « Metal Oxide
Semiconductor Field Effect Transistor » en anglais) ont récemment été réalisés. En 2004,
Spry et al. ont réalisé une diode Schottky sur du 3C-SiC de type p épitaxié sur 4H-SiC [45].
L’anode en titane-nickel est déposée sur la couche épitaxiée dopée bore (1-5x1017 cm-3). La
diode présente une tension de claquage de 96 V et un fort coefficient d’idéalité de 1,8. Plus
récemment, Nagasawa et al. ont réalisé des MOSFETs sur du 3C-SiC massif obtenu par la
méthode « Switch Back Epitaxy ». Ces transistors présentent des performances 2 à 3 fois
supérieures à celles obtenues avec des MOSFETs réalisés sur 4H-SiC [106]. Ce résultat est dû
notamment à une plus grande mobilité des porteurs dans le 3C-SiC. Les MOSFETs verticaux
56
ainsi réalisés ont des tensions de blocage de 100 V pour des courants de fuites inférieurs à
1 mA et une mobilité des porteurs dans le canal de 30 à 40 cm2.V-1.s-1.
6- Conclusion du chapitre 1
Le SiC occupe aujourd’hui une place importante dans le développement des composants de
puissance. Les récents progrès et l’expérience acquise ont abouti à la commercialisation de
substrats massifs de 4H-SiC de très bonne qualité. Des diodes Schottky SiC sont déjà
disponibles sur le marché mais leur commercialisation reste freinée par le coût élevé des
substrats.
Aujourd’hui, aucun dispositif réalisé sur 3C-SiC n’est encore commercialisé. Cependant,
l’industrie du semiconducteur s’intéresse à ce matériau car il a l’avantage de pouvoir être
épitaxié sur substrat de silicium ce qui le rend plus abordable en terme de prix par rapport aux
substrats massifs de 4H et 6H-SiC. Les substrats de 3C-SiC/Si commercialisés actuellement
par NOVASiC ont un diamètre de 100mm (cf. annexe 1), taille déjà compatible avec les
équipements de production de certains industriels du semiconducteur. En plus de
l’augmentation de la taille des substrats de 3C-SiC/Si, la qualité du matériau n’a cessé de
s’améliorer. Des études sur la gravure du 3C-SiC, sur le dopage localisé par implantation
ionique et sur les métallisations possédant des bonnes performances à haute température sont
néanmoins encore nécessaires pour réaliser un composant performant sur ce matériau.
Cette thèse a été définie dans l’optique de réaliser une diode Schottky sur 3C-SiC possédant
une tension de claquage comprise entre 300 et 600 V. Pour ce faire, le travail principal portera
sur l’étude des contacts métalliques qui serviront à la réalisation de l’anode et de la cathode de
la diode Schottky. L’implantation ionique sera employée pour doper localement le matériau.
En complément de l’étude électrique des contacts, le matériau sera caractérisé par diverses
approches, notamment l’étude de la surface par mesures de rugosité et la caractérisation de la
structure cristalline de la couche par microscopie électronique en transmission ou par
diffractométrie des rayons X.
57
Bibliographie du chapitre 1
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63
Chapitre 2 : Techniques de mesures
physico-chimiques et électriques
- Caractérisation du 3C-SiC/Si La réalisation de composants performants nécessite un matériau 3C-SiC de bonne qualité. Les
couches de 3C-SiC, utilisées durant cette thèse, proviennent du CRHEA et de NOVASiC.
Avant de réaliser des dispositifs sur ces couches, il est essentiel de les caractériser. Dans ce
chapitre, nous avons choisi de présenter les techniques de caractérisation employées dans
cette thèse et leur application aux caractérisations physico-chimiques concernant les couches
de 3C-SiC dont nous disposons. Ces premiers résultats vont nous permettre d’établir la qualité
du matériau utilisé dans la suite de ce travail. Ce chapitre est donc articulé en deux grandes
parties.
La première partie présente les différentes techniques de caractérisation physico-chimiques
que nous avons utilisées. Ainsi, l’orientation cristalline de la couche de 3C-SiC est examinée
par diffractométrie des rayons X. Les défauts présents dans la couche sont observés au
microscope électronique en transmission (MET ou TEM pour « Transmission Electron
Microscope » en anglais). L’épaisseur et la qualité de la couche sont évaluées par
spectroscopie infrarouge à transformée de Fourier (FTIR ou « Fourier Transform InfraRed »
en anglais). La concentration des dopants est mesurée par spectroscopie de masse des ions
secondaires (SIMS ou « Secondary Ion Mass Spectroscopy » en anglais). Enfin, la qualité de
la surface, évaluée par le biais de la mesure de la rugosité, est caractérisée par microscopie à
force atomique (AFM ou « Atomic Force Microscopy » en anglais) et par profilométrie
optique.
La seconde partie du chapitre traite de la caractérisation électrique du matériau. Afin de
comprendre ce qui caractérise un contact ohmique ou redresseur, la théorie du contact
métal/semiconducteur est passée en revue de manière succincte en se limitant au cas d’un
semiconducteur de type n. Les méthodes de mesure et d’extraction de la résistance spécifique
de contact qui caractérise un contact ohmique sont ensuite présentées. Enfin, la méthode de
calcul utilisée pour déterminer le coefficient d’idéalité et la hauteur de barrière qui
caractérisent un contact Schottky est exposée.
65
Chapitre 2 : Techniques de mesures physico-chimiques et électriques – Caractérisation du 3C-SiC/Si
1- Caractérisation physico-chimique des couches de
3C-SiC
1-1 Analyse par DRX
L’analyse par diffraction des rayons X (DRX) est une technique non destructive utilisée pour
la caractérisation structurale de matériaux cristallins ou polycristallins. Dans le cas d’une
couche déposée sur un substrat, cette méthode permet de déterminer l’orientation cristalline
du substrat comme celle de la couche déposée, de déterminer le désaccord de maille entre la
couche et le substrat, d’avoir des informations sur les contraintes entre les deux couches et de
connaître les phases cristallines des différents matériaux. Dans cette thèse, cette technique a
été utilisée dans deux cas : pour caractériser l’orientation cristalline du 3C-SiC déposé sur
silicium et pour connaître les phases cristallines de films métalliques déposés sur le 3C-SiC
pour la réalisation de contacts. Le diffractomètre utilisé pour réaliser les mesures est un
Bruker D8 Discover MR.
1-1-1 Principe de la mesure DRX
Un faisceau de rayons X, dont la longueur d’onde est connue (en général, la raie K du
cuivre), est dirigé sur l’échantillon à analyser avec un angle d’incidence θ. Un détecteur reçoit
les rayons diffractés en effectuant une rotation de 2θ, comme le montre la vue schématique
représentée sur la figure 16.
Source
Détecteur
Rayons X
2θ
θ
φ
échantillon
Figure 16 : Schéma de principe de la diffraction des rayons X.
66
Lorsque le matériau étudié est cristallin, il y a diffraction des rayons X si les conditions de
Bragg sont respectées. De manière générale, ces conditions sont définies par :
2dhkl sin θ = nλ
(4)
où λ est la longueur d’onde des rayons X (λK-Cu = 1,54056 Å), n est l’ordre de la diffraction
et dhkl est la distance entre les plans cristallins appelée distance interréticulaire.
Le spectre de diffraction est obtenu en mesurant l’intensité diffractée en fonction de l’angle
2θ. Si le matériau étudié est monocristallin, un seul pic de diffraction sera identifié. Dans le
cas d’un matériau polycristallin, différents pics seront obtenus avec des intensités
proportionnelles au nombre de plans qui diffractent. Les orientations préférentielles peuvent
ensuite être déterminées en comparant les positions et les intensités des différents pics par
rapport aux données calibrées.
Le diffractomètre permet également de faire une étude de diffraction en faisant tourner
l’échantillon selon l’angle φ. Pour cette mesure, la source et le détecteur sont positionnés à
l’angle θ correspondant à une raie asymétrique des différentes couches. Pour le 3C-SiC et le
Si, la raie asymétrique est la même, il s’agit de la (311). A l’issue de la mesure sur 360°,
quatre pics sont obtenus, ils correspondent aux quatre plans perpendiculaires à la surface du
substrat ou de la couche. Si les pics obtenus pour le SiC et pour le Si sont alignés, cela
signifie que la couche est parfaitement épitaxiée sur le substrat.
1-1-2 Etude de l’orientation cristalline du 3C-SiC
L’entreprise NOVASiC et le laboratoire CRHEA ont réalisé deux types de couches présentant
deux orientations différentes de 3C-SiC. NOVASiC nous a fourni des couches de 3C-SiC
épitaxiées sur silicium d’orientation (100) et le CRHEA des couches de 3C-SiC épitaxiées sur
silicium d’orientation (111). Ces couches ont été étudiées par DRX. Le spectre -2 d’une
couche de 3C-SiC, d’épaisseur 6 µm, épitaxié sur du silicium d’orientation cristalline (100)
est représenté sur la figure 17.
67
108
Si (400)
107
3C-SiC (200)
Intensité (u.a.)
106
105
104
103
102
101
100
20
30
40
50
60
70
80
2 (degrés)
Figure 17 : Diagramme de diffraction d’une couche de 3C-SiC
fortement dopée épitaxiée sur Si (100).
Trois pics sont présents sur ce diagramme dont deux sont facilement identifiés par le logiciel
de DRX. Le pic situé à 41,384° correspond à la diffraction des plans (200) du 3C-SiC et le pic
situé à 69,132° représente la diffraction des plans (400) du silicium. Ces plans (200) du
3C-SiC et (400) du Si sont parallèles aux plans (100). Le troisième pic situé à environ 32,9°,
retrouvé sur la plupart des diagrammes DRX effectués au laboratoire, est un artefact de
mesure. La présence des deux premiers pics montre la bonne qualité cristalline de la couche
de 3C-SiC épitaxié sur le silicium (100).
107
Si (111)
106
Intensité (u.a.)
105
3C-SiC (111)
104
Si (222)
3C-SiC
(222)
103
102
101
100
20
30
40
50
60
70
80
2 (degrés)
Figure 18 : Diagramme de diffraction d’une couche de 3C-SiC
fortement dopée épitaxiée sur Si (111).
Le spectre -2 d’une couche de 3C-SiC, d’épaisseur 1 µm, épitaxiée sur du silicium
d’orientation cristalline (111) est présenté sur la figure 18. Quatre pics sont présents sur ce
spectre. Les pics situés à 28,652° et à 59,324° correspondent au substrat de Si, il s’agit de la
68
diffraction des plans (111) et (222) respectivement. Les pics situés à 35,597° et à 75,494°
correspondent à la couche de 3C-SiC. Comme pour le silicium, les pics correspondent aux
plans (111) et (222) du 3C-SiC.
Nous avons ensuite regardé l’orientation des plans perpendiculaires à la couche et au substrat
en effectuant une mesure selon l’angle φ. L’intensité mesurée en fonction de l’angle φ pour
une couche de 3C-SiC (100) déposé sur Si (100) est représentée sur la figure 19.
12000
3C-SiC
Silicium
10000
Intensité (u.a)
8000
6000
4000
2000
0
-150
-100
-50
0
50
100
150
φ (°)
Figure 19 : Diagramme de diffraction selon l’angle φ d’une couche de
3C-SiC fortement dopé épitaxié sur Si (100).
On observe, sur cette figure, quatre pics correspondant au 3C-SiC parfaitement alignés avec
les quatre pics du silicium. La couche de 3C-SiC est donc bien épitaxiée sur le silicium.
De ces différentes mesures de DRX, nous avons mis en évidence la monocristallinité du
3C-SiC quelle que soit son orientation cristalline. Nous avons également montré que le
3C-SiC (100) est bien épitaxié sur le silicium (100). Le matériau à notre disposition pour la
réalisation de diodes est donc de bonne qualité cristalline. Dans le chapitre 3, nous étudierons
par DRX les contacts métalliques réalisés sur ces couches. Les mesures réalisées ici nous
serviront de référence.
1-2 La microscopie électronique en transmission appliquée au 3C-SiC
épitaxié sur silicium
1-2-1 Principe du TEM
La microscopie électronique en transmission s’apparente à la microscopie optique par son
mode de fonctionnement. Les rayons lumineux sont remplacés par un faisceau d’électrons
69
focalisé par des lentilles électromagnétiques. Le faisceau d’électrons est transmis au travers
d’un échantillon très mince. Cette technique permet de travailler à l’échelle du nanomètre,
donc de caractériser l’ordre cristallin à l’échelle de quelques centaines d’atomes. De plus, une
résolution proche de l’angstrœm (1,2 Å)
peut être obtenue grâce à la faible longueur
d’onde
du
faisceau
d’électrons.
Source
d’électrons
La
Faisceau
d’électrons
figure 20 présente le schéma de principe du
TEM. Dans une colonne sous vide, un
Echantillon
filament ou une pointe émet un faisceau
d’électrons. Une lentille électromagnétique
Lentilles
électromagnétiques
focalise ces électrons en un faisceau très
fin. Le faisceau passe alors au travers de
l’échantillon à analyser, puis dans deux
lentilles électromagnétiques successives
qui servent à agrandir l’image obtenue. Le
faisceau transmis atteint enfin un écran
fluorescent
qui
peut
être
observé
Ecran
directement ou à l’aide d’une caméra.
L’intérêt de la microscopie électronique en
Figure 20 : Schéma de principe de
transmission est de combiner différentes
fonctions :
la
diffraction
fonctionnement d’un TEM.
électronique,
l’imagerie haute résolution (HR-TEM), la détection annulaire à grand angle (HAADF ou
« High Angle Annular Dark Field » en anglais), l’analyse EDS (ou « Energy Dispersive XRay Spectrometry » en anglais) qui permettent d’accéder à la microstructure et à la
composition des matériaux. Elle permet de détecter la présence de phases secondaires, de
zones mal cristallisées, de défauts (domaines, dislocations, intercroissances, …).
1-2-2 Préparation des échantillons au FIB
La préparation des lames a été réalisée à l’aide d’un appareil produisant un faisceau d’ions
focalisés (FIB ou « Focussed Ion Beam » en anglais). L’équipement utilisé est un FIB FEI
Strata 400. L’intérêt de cet équipement est de pouvoir graver le matériau à étudier avec un
faisceau de gallium et de visualiser en temps réel la gravure au microscope électronique à
balayage. La précision de gravure est d’environ 5 nm. Il est possible de déposer du platine au
moyen d’un canon positionné dans la chambre dans le but de protéger la couche supérieure
70
avant d’effectuer une gravure. Le platine est d’abord déposé par faisceau électronique
(à 2 keV) pour ne pas endommager la surface puis par faisceau ionique (30 keV) afin d’avoir
une épaisseur plus importante de façon plus rapide. Le FIB est également équipé d’un
outillage Omniprobe 200. Il s’agit d’une pointe, que l’on positionne tout près de la lame. La
lame est soudée avec du platine sur cette pointe afin de la maintenir avant de la séparer
totalement du substrat. Elle est ensuite déplacée et soudée à la grille en cuivre qui sert de
support pour effectuer les vues TEM. L’amincissement de la lame à une épaisseur inférieure à
50 nm est enfin réalisé. Des clichés en mode STEM (ou « Scanning Transmission Electron
Microscope » en anglais) peuvent également être réalisés. Ce mode permet de réaliser des
images au travers de la lame en balayant le faisceau d’électrons sur une surface donnée.
3C-SiC
Si
4µm
Figure 21 : Image STEM d’une lame de 3C-SiC/Si (100).
La figure 21 présente une image STEM en champ clair de l’échantillon, c'est-à-dire obtenue
uniquement à partir du faisceau transmis. Elle montre le substrat de silicium de type (100)
surmonté de la couche épitaxiée de 3C-SiC. L’image révèle des trous dans le silicium de
forme triangulaire souvent rapportés dans la littérature [1]. Il s’agit, en fait, de trous
pyramidaux créés lors de l’étape de carburation. En effet, lors de cette étape qui a lieu au
début de l’hétéroépitaxie, le gaz carboné (C3H8) convertit le silicium en surface en une fine
couche de SiC. Sur la figure 21, la couche de carburation correspond à la ligne plus contrastée
directement au dessus du silicium. De plus, on observe dans le 3C-SiC une grande quantité de
défauts auprès de l’interface. On constate que certains s’annihilent au fur et à mesure de la
croissance et d’autres se propagent. Leur densité diminue lorsque l’épaisseur de la couche de
71
3C-SiC augmente. La présence de ces trous et de ces défauts peut être un inconvénient majeur
pour le fonctionnement des futurs dispositifs réalisés sur ces couches. En effet, des fuites de
courant peuvent apparaître et dégrader les performances électriques du composant.
De plus, l’observation en mode STEM permet de s’assurer de la qualité de la lame avant de
réaliser une observation plus fine sur un microscope électronique en transmission comme
nous allons le voir dans le paragraphe suivant.
1-2-3 Résultats TEM appliqués au 3C-SiC
La lame, préparée selon le procédé présenté précédemment, est placée sur la platine
goniométrique du porte-objet double « tilt » avec un angle de +/- 20°. L’ensemble est ensuite
inséré dans le TEM.
Le microscope utilisé est un JEOL 2100F équipé d’un canon à émission de champ FEG (ou
« Field Emission Gun » en anglais), avec une tension d’accélération de 200 kV. Il est aussi
équipé d’un STEM.
a- La diffraction électronique
Suivant l’orientation du faisceau incident, sa longueur d’onde et la distance interréticulaire,
l’onde réfléchie par un plan pourra être en phase avec celle réfléchie par les plans voisins de
la même famille (hkl). La présence d’une orientation cristalline préférentielle va donner un
cliché de diffraction composé de taches. Graphiquement, ces taches correspondent aux nœuds
du réseau réciproque qui sont sur la sphère d’Ewald. La figure 22 représente la construction
d’Ewald. Il s’agit d’une sphère de rayon 2 /  centrée au point d’incidence du faisceau sur le
cristal. La faible longueur d’onde des électrons (0,027 Å) implique un rayon très grand de la
sphère d’Ewald. La sphère d’Ewald est associée à son plan tangent et tous les faisceaux vont
diffracter simultanément. Ainsi le diagramme de diffraction électronique observé correspond
à un plan du réseau réciproque non déformé. L’étude des diagrammes de diffraction permet
d’évaluer les paramètres de maille cristalline, de déterminer les conditions de réflexion et par
conséquent les groupes d’espaces compatibles.
72
Figure 22 : Construction d’Ewald [2].
Afin de connaître l’orientation cristalline de la lame, un cliché de diffraction est réalisé avant
de procéder aux observations TEM. La figure 23 présente le cliché de diffraction d’une lame
de 3C-SiC (100).
[220]
220
111
111
70°
Figure 23 : Cliché de diffraction du 3C-SiC/Si.
La distance interréticulaire a été évaluée à partir de la mesure sur le cliché entre la tache
centrale (000) et la tache située directement au-dessus. Cette distance est d’environ 0,254 nm.
En comparant cette distance avec les tables du groupe d’espace F 4 3m du 3C-SiC, qui
fournissent la distance interréticulaire en fonction des plans (hkl), la tache située à environ
0,254 nm de la tache centrale correspond au plan (111). La tache opposée située à la même
distance correspond alors au plan (11 1 ). L’angle entre ces deux plans est de 70°.
73
L’indexation des taches est représentée sur le cliché de diffraction. L’axe de zone, c'est-à-dire
l’axe perpendiculaire aux plans diffractés, correspond à la direction [2 2 0]. On observe
également, sur ce cliché, des traînées diffuses reliant les taches de diffraction. Celles-ci sont
dues à la présence de défauts dans le matériau. En effet, si le réseau cristallin est perturbé et
qu’il y a apparition de désordre dans le réseau, la diffraction s’effectue sur des plans ayant une
orientation différente. La diffraction de ces plans se traduit par des taches moins intenses sur
le cliché de diffraction, formant ainsi, ces traînées diffuses. De ce cliché, nous avons mis en
évidence l’orientation cristalline de la lame de 3C-SiC étudiée. Les défauts visualisés
précédemment par STEM sont également mis en évidence par la présence de traînées diffuses
entre les taches de diffraction.
b- L’imagerie
La technique de diffraction électronique en transmission permet d’analyser les périodicités
présentes sur l’ensemble de l’aire sélectionnée sur l’échantillon. Si on sélectionne une partie
des réflexions diffractées et la tache centrale, on recueille sur l’écran d’observation une image
obtenue par interférences de tous les faisceaux sélectionnés. L’image agrandie présente toutes
les propriétés de périodicité et de symétrie cristalline correspondant au cliché de diffraction
sélectionné.
La figure 24 représente deux images en mode HR-TEM du 3C-SiC, elles sont constituées
d’alignements de points blancs et noirs qui correspondent à la projection de la densité de
potentiel des atomes de la structure.
(a)
(b)
Figure 24 : (a) Image HR-TEM des colonnes atomiques du 3C-SiC et
(b) image HR-TEM du 3C-SiC illustrant une dislocation.
74
La figure 24-a montre le réseau cristallin du 3C-SiC avec un arrangement cristallin parfait. En
revanche, la figure 24-b montre un défaut au sein du réseau cristallin du 3C-SiC. Ce défaut
correspond à une faute d’empilement (ou SF) comme évoqué dans le chapitre 1. En effet, la
périodicité du réseau est modifiée au niveau de cette ligne. Ce type de défaut, dans les
couches de 3C-SiC épitaxié sur silicium, est souvent rapporté dans la littérature [1][3]. Ces
défauts peuvent limiter les performances des dispositifs. C’est pourquoi des études sont en
cours afin de les limiter et d’obtenir un matériau de la meilleure qualité possible [4].
De ces premières caractérisations, nous avons vu que le TEM est un outil puissant puisqu’il
permet de réaliser des images avec une résolution atomique. La principale limitation de cette
technique reste la longue préparation des échantillons. Cette technique sera utilisée dans ce
travail, essentiellement pour étudier le 3C-SiC après implantation et recuit.
1-3 Mesures de quelques propriétés de la couche de 3C-SiC par FTIR
La spectroscopie infrarouge à transformée de Fourier (FTIR ou « Fourier Transform
InfraRed » en anglais) est basée sur l’absorption d’un rayonnement infrarouge par le matériau
analysé. Cette méthode est utilisée pour diverses applications. Elle permet d’analyser les
fonctions chimiques du matériau, de déterminer la quantité d’éléments présents dans un
mélange, de déterminer la qualité d’un matériau ou encore de mesurer l’épaisseur d’une
couche [5]. C’est une méthode très employée car elle possède plusieurs avantages : elle n’est
pas destructive pour le matériau, elle est rapide et reproductible. Durant cette thèse, nous
avons utilisé le FTIR, modèle Avatar 370 Thermo Nicolet, afin de mesurer l’épaisseur des
couches de 3C-SiC et d’évaluer la qualité du matériau avant et après implantation ionique de
dopants. Les paragraphes suivants présentent le principe du FTIR et son application pour
déterminer les propriétés du 3C-SiC recherchées.
1-3-1 Principe du FTIR
Le FTIR est basé sur le principe de l’interféromètre de Michelson représenté sur la figure 25.
Un faisceau issu d’une source est modulé et divisé en 2 grâce à une lame séparatrice. L’un des
faisceaux est la référence, il est réfléchi sur un miroir mobile. Le second faisceau est dirigé
sur l’échantillon à étudier à l’aide d’un miroir fixe.
75
miroir
mobile
miroir fixe
source
lame
séparatrice
Laser HeNe de calibration du
mouvement du miroir
échantillon
Détecteur
Figure 25 : Schéma de l’interféromètre de Michelson dans un FTIR.
Le faisceau de référence a un chemin optique de longueur rendue variable par la présence du
miroir mobile alors que le second faisceau a un chemin optique constant. La recombinaison
des deux faisceaux se fait au niveau de la lame séparatrice après réflexion sur leurs miroirs
respectifs. L’interférogramme résultant correspond à l’intensité du faisceau en fonction du
temps de mesure. Grâce au faisceau de référence, la fréquence de chaque point constituant cet
interférogramme, est connue. Il est donc possible d’obtenir un spectre de la réflectance ou de
la transmittance en fonction du nombre d’onde. Pour cela, le logiciel accompagnant le FTIR
effectue la transformée de Fourier du signal. L’utilisateur a directement accès à ce résultat et
peut ensuite identifier des composés pour une longueur d’onde donnée, mesurer l’épaisseur
d’une couche ou accéder à la qualité du matériau.
1-3-2 Détermination de l’épaisseur
Détecteur
Rayon issu de
l’interféromètre
θ
e
3C-SiC
Si
Figure 26 : Schéma du faisceau issu de l’interféromètre et des deux réflexions à la
surface du 3C-SiC et à l’interface 3C-SiC/Si.
76
La configuration utilisée pour la mesure de l’épaisseur d’une couche est la réflectance. Dans
le cas d’une couche épitaxiée de 3C-SiC, comme le montre la figure 26, le faisceau incident
va être réfléchi à la surface du 3C-SiC ainsi qu’à l’interface 3C-SiC/Si. Deux
interférogrammes sont alors obtenus, issus de ces deux réflexions dans deux milieux
différents, l’air et le 3C-SiC. La transformée de Fourier correspond alors à des oscillations
dues à l’alternance des interférences destructives et constructives entre les deux rayons
réfléchis. La distance entre les minima (ou entre les maxima) renseigne directement sur
l’épaisseur de la couche grâce à l’équation (5) [6].
e=


2n
(5)
où n est l’indice du milieu (n3C-SiC = 2,58), ℓ un entier qui définit le nombre de franges dans
l’intervalle du spectre considéré et ∆ω correspond à l’intervalle entre ℓ minima (ou
ℓ maxima). La précision de la mesure augmente lorsque l’on considère plusieurs trains
d’oscillations.
100
couche de 3,9 µm
couche de 6,7 µm
Réflectance (%)
80
60
40
20
0
4000
4500
5000
5500
6000
6500
7000
-1
Nombre d'onde (cm )
Figure 27 : Réflectance en fonction du nombre d’onde pour deux
couches de 3C-SiC d’épaisseur différente.
La mesure de l’épaisseur d’une couche de 3C-SiC sur un substrat de Si de taille 2 pouces est
effectuée en moyennant sept mesures sur le diamètre de la plaquette. Afin de ne pas prendre
en compte les effets de bords, une zone d’exclusion de 5 mm est considérée de part et d’autre
du diamètre. La figure 27 montre une des sept mesures de réflectance réalisée en fonction du
nombre d’onde pour deux couches de 3C-SiC d’épaisseur différente : une couche de 3C-SiC
de 6,7 µm et une couche d’épaisseur 3,9 µm. La réflectance pour ces deux couches se situe
entre 30 et 80 %. On remarque également que plus la couche est épaisse, plus les oscillations
sont rapprochées, comme l’on pouvait s’y attendre.
77
Cette méthode de mesure de l’épaisseur est précise, rapide et non destructive. En revanche,
d’autres techniques, comme le MEB par exemple, permettent d’obtenir des mesures
d’épaisseur précises mais uniquement en faisant des vues en coupe de la couche à mesurer. Il
est donc nécessaire de cliver la plaquette et ce, en plusieurs endroits, si l’on souhaite réaliser
plusieurs mesures. Le FTIR, quant à lui, permet de faire plusieurs mesures en différents
endroits d’une plaquette et de connaître ainsi l’homogénéité d’épaisseur sur toute la surface à
condition de connaître l’indice du matériau.
1-3-3 Qualité de la couche de 3C-SiC
L’implantation d’espèces dopantes dans le 3C-SiC a également été caractérisée à l’aide du
FTIR. En effet, la qualité du matériau a un impact direct sur la réflectance de la couche
obtenue par FTIR. L’étude consiste à mesurer la réflectance de la couche avant implantation,
puis la mesurer de nouveau après implantation. Le réseau cristallin du 3C-SiC, dégradé par les
atomes implantés, va entraîner une modification du spectre FTIR dans une bande spécifique
de nombre d’onde appelée bande de Reststrahlen [6][7].
100
ωT
ωL
Réflectance (%)
80
60
40
20
0
700
800
900
1000
1100
-1
Nombre d'onde (cm )
Figure 28 : Bande de Reststrahlen d’une couche de 3C-SiC
non-intentionnellement dopée de 7 µm d’épaisseur.
Cette bande du spectre FTIR correspond à l’intervalle compris entre les fréquences
transverses ωT et longitudinales ωL de vibration des phonons optiques. La figure 28 montre la
bande de Reststrahlen du 3C-SiC comprise entre ωT = 794 cm-1 et ωL = 973 cm-1. Les
variations de la réflectance dans cet intervalle du spectre FTIR vont nous renseigner sur la
qualité du 3C-SiC. En effet, la diminution de la réflectance est liée à la réduction de la durée
de vie des phonons optiques dans un matériau endommagé. Le FTIR est donc un appareil très
sensible à la dégradation d’un matériau par la mesure de sa réflectance.
78
Ces propriétés, que sont l’épaisseur ou la qualité du matériau, sont des données essentielles
pour la réalisation de dispositifs sur le 3C-SiC. En effet, dans le chapitre 1, nous avons vu que
la tenue en tension est liée à l’épaisseur du matériau. Il est donc important de connaître
précisément ce paramètre dans le but d’obtenir la tenue en tension désirée pour le futur
dispositif. La qualité du 3C-SiC est également un point clé pour l’obtention de composants
performants. Dans ce travail, cette méthode va être utilisée pour caractériser la dégradation ou
la guérison du matériau après implantation ionique et recuit à haute température.
1-4 Mesure de la concentration des dopants dans le 3C-SiC par SIMS
La fabrication de composants avec des propriétés bien déterminées nécessite des niveaux de
dopage précis. Afin de connaître la concentration en éléments dopants présents dans un
matériau, nous pouvons utiliser la spectroscopie de masse d’ions secondaires (SIMS ou
« Secondary Ion Mass Spectrometry » en anglais). C’est une méthode destructive puisqu’elle
aboutira à la formation d’un cratère dans le matériau étudié. Elle donne une information
quantitative relative du nombre d’impuretés sans information sur l’activation de ces dopants.
1-4-1 Principe de la spectroscopie de masse des ions secondaires (SIMS)
La spectrométrie de masse d’ions secondaires est une méthode d’analyse physico-chimique de
la surface d’un matériau [8]. Elle consiste à bombarder la surface avec un faisceau d’ions
primaires énergétiques (0,1 – 50 keV) entraînant l’émission de rayonnements et de particules
de différentes natures provenant de l’échantillon à analyser. La figure 29 illustre le
bombardement de la surface du 3C-SiC par un faisceau d’ions primaires. Les particules
émises peuvent être des photons, des électrons secondaires, des particules neutres (atomes et
molécules) et des ions secondaires.
79
Faisceau d’ions
ions secondaires
primaires
photons
électrons
neutres
3C-SiC
Si
Figure 29 : Schéma du bombardement de la surface du 3C-SiC par un faisceau
primaire induisant l’émission de particules diverses.
Les collisions se produisent sur quelques dizaines à quelques centaines d’angstrœms selon la
nature du substrat et des ions primaires. Si l’énergie apportée par les ions primaires est
suffisante, la désorption des ions secondaires dans la première couche atomique de la surface
est réalisée. Ces ions sont ensuite analysés par spectrométrie de masse. Il est à noter que
toutes les espèces du tableau périodique des éléments sont détectables par cette technique.
Le SIMS peut être utilisé dans le but de déterminer une fraction moléculaire d’un constituant,
le faisceau primaire utilisé est alors de faible intensité et les ions mis en jeu sont en général
Cs+ ou 69Ga+. L’étude de l’évolution du profil d’espèces en profondeur est effectuée avec un
faisceau primaire de plus forte intensité. Les ions Ar+ ou O2+ du faisceau primaire sont issus
d’un duoplasmatron à cathode froide. Nos échantillons de 3C-SiC/Si seront étudiés avec ce
second type de faisceau.
L’analyse SIMS peut être chimique car les spectres d’ions secondaires sont très sensibles à
plusieurs facteurs physico-chimiques (cristallinité, matrice, phases, …). Elle permet
également d’obtenir une information quantitative relative par comparaison des spectres de
masse ou en effectuant des rapports d’intensité avec un échantillon de référence.
1-4-2 Modes de fonctionnement
L’analyse SIMS peut fournir différentes informations : le spectre de masse, l’image ionique
de la surface et le profil en profondeur. Le spectre de masse donne le nombre d’ions
secondaires en fonction de leur masse, il permet d’identifier les espèces organiques et
inorganiques de surface. La réalisation d’une image ionique de la surface utilise un mode
particulier qui est le mode microsonde. Le faisceau primaire est réduit à un spot de petite
80
taille (< 1 µm) et balaie la surface à imager. L’image est réalisée en synchronisant le signal
secondaire détecté avec le balayage du faisceau primaire. Enfin, le profil de concentration des
ions en profondeur permet de connaître la concentration d’un élément choisi. Il est obtenu par
une mesure en continu de la matière pulvérisée en fonction du temps de pulvérisation
directement lié à la profondeur du cratère dans l’échantillon. La mesure de la profondeur du
cratère est en général réalisée a posteriori par profilométrie mécanique. La concentration de
l’élément (en at.cm-3) est obtenue en considérant que le signal mesuré est proportionnel à la
concentration dans le matériau. La détermination de cette concentration nécessite un
échantillon étalon dont la matrice possède la même composition que celle de l’échantillon à
analyser et dont on connaît la dose ou la concentration de l’élément recherché.
Le SIMS présente cependant des seuils de détection variables selon l’équipement utilisé. Les
mesures SIMS, présentées dans ce travail, sont réalisées selon le dernier mode de
fonctionnement énoncé à l’aide du SIMS CAMECA IMS3/4f disponible au laboratoire INL
de l’INSA de Lyon. Pour cet appareil, les seuils de détection de l’azote, de l’aluminium et du
phosphore sont respectivement de 3x1018 cm-3, 1x1015 cm-3 et 1x1016 cm-3. Les profils d’azote
et d’aluminium (possible contaminant) dans du 3C-SiC fortement dopé à l’azote durant
l’épitaxie sont étudiés dans le paragraphe suivant. Cette technique sera de nouveau utilisée
dans le chapitre suivant lors de l’étude du dopage par implantation ionique de 3C-SiC non
intentionnellement dopé (nid).
1-4-3 Concentration des impuretés dopantes dans le 3C-SiC de type n fortement
dopé
La concentration et la répartition homogène des dopants dans les couches de 3C-SiC est
essentielle pour la réalisation de futurs composants. De plus, la présence de contaminants
dans le semiconducteur pourrait perturber les propriétés électriques du composant. Il est donc
nécessaire de caractériser les couches de 3C-SiC qui seront utilisées pour réaliser des diodes
Schottky. Les couches de 3C-SiC étudiées dans cette partie sont de type n. Leur dopage a été
réalisé par introduction d’azote durant l’épitaxie. L’étude est limitée aux couches à fort
dopage, qui nous servirons pour l’étude du contact ohmique, en raison du seuil de détection
de l’azote par le SIMS. Nous nous sommes donc intéressés à la concentration en atomes
d’azote, responsables du dopage de type n, et à la concentration en atomes d’aluminium, qui
pourraient éventuellement être responsables d’une contamination de type p. Cette
contamination pourrait provenir de pièces initialement présentes dans le bâti d’épitaxie
contenant de l’aluminium. Les profils SIMS obtenus sont présentés sur la figure 30.
81
1018
Concentration en aluminium (cm-3)
-3
Concentration en azote (cm )
1022
1021
1020
1019
1018
1017
0
1
2
3
4
5
6
1017
1016
1015
1014
1013
7
0
Profondeur (µm)
1
2
3
4
5
6
7
Profondeur (µm)
(a)
(b)
Figure 30 : Profils SIMS de la concentration (a) en azote et (b) en aluminium dans une
couche de 3C-SiC fortement dopé de 6 µm d’épaisseur.
L’évolution de la concentration en azote en fonction de la profondeur est représentée sur la
figure 30-a. Elle montre un dopage élevé d’environ 3,5x1019cm-3 réparti de manière uniforme
sur l’épaisseur de la couche (6 µm). La Figure 30-b montre le profil de concentration en
profondeur de l’aluminium dans la couche de 3C-SiC. L’aluminium est également réparti
uniformément dans toute la couche à un niveau d’environ 1015 cm-3. Cette contamination en
aluminium reste négligeable et n’interfèrera donc pas avec la forte concentration en azote. Le
pic de concentration plus élevé autour de la profondeur 6 µm, présent dans les deux profils
présentés, correspond au changement d’interface entre le 3C-SiC et le silicium. La rencontre
avec un milieu différent ayant une densité différente perturbe l’analyse étalonnée pour une
matrice de SiC et peut aussi induire des phénomènes de ségrégation aux interfaces.
En conclusion, les couches de 3C-SiC, fortement dopé à l’azote durant l’épitaxie, montrent
une concentration en dopants constante sur toute l’épaisseur de la couche. Une contamination
en aluminium a également été mise en évidence. Néanmoins, la concentration mesurée est
trop faible pour perturber le dopage de type n. Ces résultats montrent la bonne maîtrise du
dopage du 3C-SiC par les équipes du CRHEA et de NOVASiC ainsi que la qualité des
couches à notre disposition pour la réalisation de composants électroniques.
1-6 Mesure de la rugosité du 3C-SiC
La fabrication de composants nécessite l’utilisation de couches de 3C-SiC présentant une
surface de bonne qualité. Pour la quantifier, des mesures de rugosité ont été effectuées à l’aide
de deux techniques : la microscopie à force atomique (AFM ou « Atomic Force Microscopy »
en anglais) et la profilométrie optique. Une brève présentation du principe de fonctionnement
82
de ces deux techniques est effectuée dans les paragraphes suivants. Les résultats des mesures
de rugosité du 3C-SiC sont également présentés en comparant les deux techniques.
1-6-1 Principe de la microscopie à force atomique
La microscopie à force atomique est une technique de mesure inventée en 1986 par Binning et
al. [9] qui permet d’obtenir des informations topographiques de la surface d’un matériau
pouvant aller jusqu’à la résolution atomique. Son principe est basé sur l’interaction entre une
pointe idéalement atomique et la surface à étudier. Un schéma de l’AFM est représenté sur la
figure 31.
Figure 31 : Schéma de principe de l’AFM [10].
L’AFM est constitué d’un microlevier (ou « cantilever » en anglais), sur lequel est fixée une
pointe fine, et d’un système de détection optique permettant de mesurer les mouvements
verticaux de cette pointe. Lorsque la pointe est située suffisamment près de la surface, les
forces de Van Der Waals répulsives entre les atomes de la pointe et ceux du matériau vont

faire défléchir la poutre supportant la pointe. Le module de la force d’interaction F est
directement lié à la distance d entre la pointe et le matériau par la loi de Hooke :

|| F || = kc.d
où kC correspond à la constante de raideur du microlevier.
83
(6)
Le système de détection est constitué d’une diode laser pointée sur l’extrémité du microlevier
et d’une photodiode qui enregistre le signal lumineux après réflexion sur le microlevier. La
force exercée sur la pointe est contrôlée par une boucle d’asservissement qui permet de
maintenir la pointe à une distance constante de la surface de l’échantillon. Lorsqu’une
variation de la distance pointe-échantillon est constatée, elle est enregistrée. Les mouvements
de l’échantillon selon x et y sont assurés par un transducteur piézoélectrique et sont également
enregistrés. Connaissant les mouvements de la pointe dans les 3 dimensions, l’image de la
surface peut alors être reconstituée. Cette méthode peut fonctionner avec des forces
attractives, en faisant osciller la pointe à une fréquence proche de la fréquence de résonance
du microlevier. L’asservissement est réalisé en maintenant l’amplitude ou la fréquence de
l’oscillation constante, il s’agit alors du mode contact intermittent (ou « tapping » en anglais).
Les mesures AFM permettent donc d’obtenir des informations topographiques très précises
sur une surface de plusieurs microns de côté avec une résolution atomique.
La microscopie AFM peut être utilisée pour déterminer la rugosité de la surface en effectuant
le profil selon la direction choisie.
1-6-2 Principe de la profilométrie optique
L’imagerie de surface peut également être faite de manière plus rapide et sans contact par
profilométrie optique. Pour réaliser de telles images, nous avons à disposition un profilomètre
optique FOGALE nanotech « Photomap 3D » qui est constitué d’un microscope optique
associé à un interféromètre. La figure 32-a représente une vue schématique d’un microscope
interféromètrique. Le principe du profilomètre est basé sur l’interféromètre de Michelson
lorsque l’on utilise l’objectif (x5) ou sur le principe de l’interféromètre de Mirau pour les
objectifs (x20) et (x50). La figure 32-b montre les deux types d’interféromètre : Michelson et
Mirau. Un faisceau incident est séparé en deux par une lame séparatrice, l’un des faisceaux est
dirigé vers un miroir et constituera le faisceau de référence, le second faisceau est dirigé vers
l’échantillon. La recombinaison de ces deux faisceaux produit un interférogramme enregistré
par la caméra CCD.
84
(a)
(b)
Figure 32 : Schéma (a) d’un microscope interférométrique et
(b) des deux types d’objectifs Michelson et Mirau [11].
En utilisant une lumière monochromatique (diode électroluminescente blanche avec un filtre
rouge dans notre microscope interférométrique), la mesure de la rugosité ou de marches est
réalisée par décalage de phase. Cette technique requiert l’enregistrement d’au minimum trois
interférogrammes pour différentes positions de l’échantillon selon l’axe des z. Dans notre
montage, l’échantillon a une position fixe en z, c’est la colonne du microscope qui est mobile.
Un translateur piézoélectrique permet de faire varier de façon précise sa position. Le logiciel
accompagnant le microscope interférométrique traite automatiquement les interférogrammes
par transformée de Fourier. Chaque signal interférométrique est périodique, sa phase est
calculée modulo . Le « dépliement » du spectre dans le but d’éliminer ces sauts de phase
limite la méthode à la mesure de discontinuités inférieures à λ/4. Cette technique convient
bien à la mesure de faibles rugosités dans la limite de détection verticale de 0,1 nm. En mode
rugosité, le logiciel nous fournit directement la valeur de la rugosité, après redressement de
l’image par le plan moyen.
1-6-3 Mesure de la rugosité du 3C-SiC
La surface du 3C-SiC a été étudiée pour des couches de 3C-SiC directement issues de
l’épitaxie et pour des couches ayant subi un polissage selon le procédé de NOVASiC [12].
Les mesures AFM présentées ci-après ont été réalisées sur une surface de 40x40 µm2 en
raison de la durée d’acquisition. La rugosité RMS (« Root Mean Square » en anglais) est la
moyenne de 3 mesures. Les valeurs de rugosité obtenues par profilométrie optique sont, quant
85
à elles, effectuées sur une fenêtre de 100x100 µm2 afin d’avoir une mesure plus représentative
de la surface de l’échantillon. La rugosité présentée est la moyenne de 10 mesures.
RRMS = 4,67  0,47 nm
RRMS = 8,80  1,83 nm
(a)
RRMS = 0,76  0,17 nm
(b)
RRMS = 0,91  0,13 nm
(c)
(d)
Figure 33 : Images 3D de la surface du 3C-SiC réalisées à l’AFM en 40x40 µm2 pour une surface
(a) non polie et (c) polie. Images 3D de la surface du 3C-SiC réalisées au profilomètre optique en
100x100 µm² pour une surface (b) non polie et (d) polie.
Sur la figure 33-a, montrant une image 3D AFM de la surface, on observe des grains de côté
environ égal à 5 µm. L’image effectuée en 100x100 µm2 au profilomètre optique ne révèle
pas directement ces grains mais montre une surface perturbée. La figure 33-c et la figure 33-d
représentant respectivement l’image 3D AFM et optique de la surface, montrent une surface
plus lisse. Les valeurs RMS des rugosités obtenues sont notées sur chaque image de la
figure 33. Les mesures réalisées sur la plaquette non polie montrent une rugosité d’environ
5 nm à l’AFM et d’environ 8 nm au profilomètre optique. Les mesures réalisées après
polissage montrent une rugosité inférieure au nanomètre avec les deux méthodes de mesure.
86
Ces mesures réalisées à l’AFM et au profilomètre optique sont du même ordre de grandeur.
Le profilomètre optique, nous permet d’obtenir une mesure de la rugosité cohérente avec les
résultats AFM. Cette technique, permettant d’effectuer des mesures sur une plus grande
surface et beaucoup plus rapidement qu’à l’AFM, sera utilisée dans la suite de cette thèse
pour caractériser nos échantillons.
De ces mesures, nous avons vu que le 3C-SiC directement issu de l’épitaxie présente une
rugosité de surface assez importante de quelques nanomètres. Le savoir-faire de NOVASiC
en matière de polissage permet d’obtenir une surface polie avec une rugosité inférieure au
nanomètre. Les couches de 3C-SiC à notre disposition pour la réalisation de dispositifs ont
donc, grâce au polissage, une surface adaptée à la réalisation de composants électroniques.
1-7 Mesure de la courbure des plaquettes de 3C-SiC/Si
Dans le chapitre 1, nous avons vu que le 3C-SiC et le silicium ont une différence de paramètre
de maille d’environ 20 % et une différence de coefficient de dilatation thermique d’environ
8 %. Par conséquent, l’épitaxie de 3C-SiC sur silicium engendre des contraintes dans la
couche ou dans le silicium sous-jacent. Ces contraintes se traduisent par une déformation de
la plaquette entière. Ces déformations, si elles sont trop importantes, peuvent être gênantes
lors du procédé de fabrication des composants électroniques. En effet, les plaquettes sont en
général retenues par aspiration. Ainsi, une plaque trop courbée, ne sera pas correctement
maintenue. De plus, en photolithographie, la reproduction d’un motif dessiné sur un masque
ne sera fidèle que si l’espacement entre le masque et la plaquette est constant. Il est donc
important que les plaquettes épitaxiées soient les plus planes possibles. Ce paramètre a été
vérifié par des mesures du voile et de la flèche des plaquettes à notre disposition. Dans les
paragraphes suivants, l’équipement de mesure du voile et de la flèche des plaquettes est
d’abord succinctement présenté puis quelques résultats de mesures réalisées sur des plaquettes
de tailles 2 pouces et 100 mm sont présentés.
1-7-1 Equipement utilisé
Les mesures sont réalisées à l’aide d’un profilomètre optique automatisé ISIS Sentronics
SEMDEX 300. La tête de mesure est composée d’un laser infrarouge et d’une caméra CCD.
Le principe de fonctionnement est basé sur l’interférométrie comme expliqué précédemment
avec le profilomètre optique FOGALE nanotech « Photomap 3D ». Il permet de faire de la
topographie, des mesures d’épaisseur, de rugosité et des mesures de voile et de flèche sur des
plaquettes de taille allant de 2 à 8 pouces. Nous avons utilisé cet équipement pour la mesure
87
du voile et de la flèche de nos plaquettes de 3C-SiC/Si. Pour cette mesure, les coordonnées en
x et y sont connues avec le déplacement automatique de la tête de mesure. Le profil en z est
mesuré pour chaque point et par comparaison au plan de référence, la cartographie en trois
dimensions de la plaquette est réalisée automatiquement.
1-7-2 Mesure du voile et de la flèche
a- Voile et flèche
Le voile (ou « warp » en anglais) correspond à la différence entre la déviation maximum et la
déviation minimum du plan moyen de la plaquette par rapport au plan de référence. Le
schéma de la figure 34 illustre le voile d’une plaquette. Les déviations maximum et minimum,
par rapport au plan médian, sont notées respectivement RPDmax et RPDmin.
Figure 34 : Schéma illustrant le voile d’une plaquette [13].
La flèche (ou « bow » en anglais) correspond à la déviation du centre du plan médian de la
plaquette par rapport au plan de référence comme le montre le schéma de la figure 35.
Figure 35 : Schéma illustrant la flèche d’une plaquette [13].
De ces deux schémas, nous voyons bien qu’il faut que la flèche et le voile des plaquettes
soient les plus faibles possibles pour permettre de réaliser des composants de façon
industrielle.
88
b- Mesures des plaquettes de 3C-SiC/Si
Les plaquettes de 3C-SiC/Si de type (100) mesurées, dans un premier temps, sont de taille
100 mm. L’épaisseur du substrat de silicium est de 575  25 µm. Les couches de 3C-SiC ont
une épaisseur de 7 µm. Les 5 plaquettes mesurées sont
toutes concaves. La figure 36 montre le résultat du
profil en z réalisé sur une plaquette 100 mm. Le voile
mesuré sur cette plaquette est de 636 µm et la flèche est
de 450 µm. Ces valeurs, sont très élevées. Les quatre
autres plaquettes mesurées présentent également un
voile et une flèche très importants. Le voile est situé
Figure 36 : Profil en z d’une plaquette de
3C-SiC/Si (100) 4 pouces.
autour de 400 µm et la flèche est comprise entre 220 et
300 µm.
Une plaquette de 3C-SiC/Si (111) de taille 2 pouces a également été mesurée. Le substrat de
silicium, d’épaisseur 275  25 µm, est surmonté d’une fine couche épitaxiée de 3C-SiC de
0,5 µm. La plaquette présente une déformation convexe. Le voile a été évalué à 35 µm et la
flèche à 22 µm. Ces valeurs sont très inférieures à celles mesurées sur les plaques de 3C-SiC
(100). Ceci est dû à la différence de diamètre de la plaquette et à l’épaisseur de SiC déposée.
De ces mesures, nous avons pu voir que les plaquettes 100 mm, qui présentent une épaisseur
de 3C-SiC de 7 µm, sont très déformées. Des études sont menées actuellement par le CRHEA
et NOVASiC dans le but d’améliorer la planéité des plaquettes [14][15]. Dans ce travail de
thèse, nous avons utilisé des échantillons de petites dimensions. La déformation des
plaquettes n’est donc pas encore problématique.
Pour conclure sur la première partie de ce chapitre, nous avons vu que le matériau que nous
possédons est de bonne qualité cristalline. Il contient, néanmoins, des trous à l’interface
3C-SiC/Si dans le cas de couches orientées (100) et les défauts observés à partir de cette
interface, s’annihilent à mesure que la couche croît. Après polissage, la surface présente une
rugosité inférieure au nanomètre. Le dopage réalisé in situ durant l’épitaxie est uniforme sur
l’épaisseur de la couche. Enfin, une courbure des plaquettes assez élevée a été évaluée par la
mesure de la flèche et du voile. Les couches de 3C-SiC/Si dont nous disposons sont donc de
bonne qualité et compatibles avec la réalisation de diodes Schottky.
Nous avons, au travers de cette partie, présenté tous les outils à notre disposition pour
caractériser physiquement le 3C-SiC. Les méthodes de caractérisation électrique sont
présentées dans la partie suivante.
89
2- Caractérisation électrique du 3C-SiC
Afin de caractériser électriquement le matériau à notre disposition dans le but de réaliser une
diode Schottky, nous avons utilisé différentes structures de test. Ainsi, le contact ohmique
indispensable pour injecter ou récupérer le courant dans tout dispositif électrique sera
caractérisé par sa résistance spécifique de contact en réalisant des motifs TLM linéaires (ou
« Transfert Length Method » en anglais) et des motifs TLM circulaires. Le contact Schottky,
caractérisé par sa hauteur de barrière et son facteur d’idéalité, sera, quant à lui, caractérisé à
l’aide de plots circulaires par des mesures de la caractéristique courant-tension. Avant de
décrire de façon précise ces méthodes de caractérisation et afin de comprendre les
mécanismes engendrés par ces deux types de contact, nous allons aborder de manière
succincte la théorie du contact métal semiconducteur dans le cas d’un semiconducteur de type
n, correspondant à notre étude.
2-1 Théorie du contact métal-semiconducteur
Lorsqu’un métal est mis en contact avec un semiconducteur, il peut être redresseur (Schottky)
ou ohmique. La figure 37 illustre la caractéristique de la densité de courant en fonction de la
tension pour un contact redresseur et un contact ohmique. Le contact redresseur bloque le
passage du courant en inverse et possède une faible tension de seuil en direct comme le
montre la figure 37-a. Le contact ohmique, quant à lui, laisse passer le courant quelle que soit
la polarisation comme le montre la figure 37-b.
(a)
J
J
(b)
V
V
Figure 37 : Courbe caractéristique de la densité de courant J en fonction de la tension V
(a) pour un contact Schottky et (b) pour un contact ohmique.
90
2-1-1 Cas idéal
Le schéma des bandes d’énergie d’un métal est représenté sur la partie gauche de la figure 38.
Il est représenté par son travail de sortie M (exprimé en eV) qui correspond à l’énergie
nécessaire pour extraire un électron du métal. Le semiconducteur de type n, représenté sur le
diagramme à droite de la figure 38, est caractérisé à la fois par son affinité électronique  et
son travail de sortie SC qui correspondent respectivement à l’énergie entre le niveau du vide
et la bande de conduction et à l’énergie entre le niveau du vide et le niveau de Fermi du
semiconducteur.
Métal
SC (n)
Niveau du vide
E0
M

EFM
SC
EC
EFSC
EV
Figure 38: Diagramme des bandes d’énergie pour un métal et un
semiconducteur (n) dans le cas où M < SC.
Dans le cas idéal de l’absence d’états d’interface, lorsque le contact entre le métal et le
semiconducteur est établi, les électrons situés dans le matériau possédant le plus faible travail
de sortie s’écoulent vers le matériau qui possède le plus grand. Le processus continue jusqu’à
l’équilibre thermodynamique. Il en résulte l’alignement des deux niveaux de Fermi et la
courbure des bandes du semiconducteur. La barrière de potentiel B, créée entre le métal et le
semiconducteur, est alors donnée par l’expression :
B = M - 
(7)
La structure des bandes au voisinage de l’interface est donc conditionnée par la différence des
travaux de sortie du métal et du semiconducteur. Deux cas sont alors possibles : le travail de
sortie du métal est inférieur à celui du semiconducteur (M < SC) ou l’inverse (M > SC).
a- M < SC
Lorsque le travail de sortie du métal est inférieur à celui du semiconducteur, les électrons du
métal passent dans le semiconducteur, il apparaît un faible déficit d’électrons côté métal et
91
une accumulation de ceux-ci près de l’interface côté semiconducteur. Il en résulte une
courbure vers le bas des bandes de valence et de conduction, illustrée sur la figure 39. Le
système évolue jusqu’à l’alignement des niveaux de Fermi. Aucune zone dans la structure
n’est dépourvue de porteurs majoritaires.
Métal
SC (n)
Métal
Niveau du vide
Niveau du vide
E0
SC (n)
E0
M

M
SC
EFM
EC
EFSC

SC
EC
EFSC
EFM
EV
EV
(a) Avant contact
(b) Après contact
M < SC (a) avant mise en contact et (b) après mise en contact.
Si on applique une polarisation positive ou négative à la structure, la tension de polarisation
est répartie dans tout le semiconducteur comme le montre la figure 40. Tout électron qui
arrive à l’interface passe librement dans le métal ou dans le semiconducteur, le contact est
ohmique.
Métal
Métal
SC (n)
I
SC (n)
I
EC
EFM
qV
EFSC
EFM
qV
EV
(a)
(b)
EC
EFSC
EV
Figure 40 : Diagramme des bandes d’énergie pour un métal mis en contact avec un semiconducteur (n) dans le
cas où M < SC soumis à une polarisation (a) V > 0 et (b) V < 0.
92
Le travail de sortie des métaux utilisés en microélectronique est en général compris entre 4,5
et 6 eV, alors que l’affinité électronique du 3C-SiC est de 4 eV. La condition M < SC n’est
donc pas satisfaite.
b- M > SC
Lorsque le travail de sortie du métal est supérieur à celui du semiconducteur, les électrons du
semiconducteur ont une plus grande énergie que ceux du métal. Ils vont donc passer du
semiconducteur vers le métal en laissant derrière eux des donneurs ionisés qui ne sont plus
compensés. A l’équilibre thermodynamique, les niveaux de Fermi sont alignés ce qui entraîne
la courbure des bandes vers le haut côté semiconducteur. Une zone de charge d’espace (ZCE)
(positive dans le cas étudié) apparaît alors entre les deux matériaux. Il se crée une
accumulation d’électrons à l’interface côté métal comme le montre le diagramme des bandes
de la figure 41-b. La ZCE créée s’étend davantage côté semiconducteur alors que le nombre
de charges positives côté semiconducteur est le même que le nombre de charges négatives
accumulées à l’interface côté métal. En effet, les charges négatives accumulées côté métal
entraînent également la création d’une ZCE. L’importante densité d’états, présente dans le
métal (1022 cm-3), entraîne la création de cette ZCE sur quelques angstrœms seulement, ce qui
conduit à une courbure des bandes négligeable. Côté semiconducteur, les charges proviennent
des ions donneurs qui ont une densité d’environ 1016 – 1018 cm-3 répartie dans tout le
semiconducteur, la charge d’espace est donc plus étalée et la courbure des bandes est plus
étendue.
Métal
SC (n)
Métal
Niveau du vide
E0

M
SC (n)
ZCE
E0
SC

M
EC
EFSC
B
EFM
EFM
EV
SC
EC
EFSC
EV
(a) Avant contact
(b) Après contact
Figure 41 : Diagramme des bandes d’énergie pour un métal et un semiconducteur (n)
lorsque M > SC (a) avant mise en contact et (b) après mise en contact.
93
Si on applique une tension V positive entre le métal et le semiconducteur, la bande de
conduction s’élève de l’énergie qV et la courbure des bandes diminue comme le montre la
figure 42-a. La barrière côté métal est inchangée mais celle côté semiconducteur est réduite.
L’équilibre n’existe plus, les électrons passent du semiconducteur vers le métal en créant un
courant direct I qui croît rapidement avec la polarisation.
Si on applique une tension V négative entre le métal et le semiconducteur, la bande de
conduction est abaissée de l’énergie qV ce qui augmente la hauteur de la barrière qui s’oppose
à la diffusion des électrons du semiconducteur vers le métal (cf. Figure 42-b).
Métal
I
ZCE
IS
IS
EC
EFSC
B
EFM
Métal
SC (n)
qV
SC (n)
I
B
EFM
qV
EV
(b)
(a)
EC
EFSC
EV
Figure 42 : Diagramme des bandes d’énergie pour un métal mis en contact avec un semiconducteur (n) dans le
cas où M > SC soumis à une polarisation (a) V > 0 et (b) V < 0.
Le courant d’émission entre le semiconducteur et le métal n’existe plus, il ne subsiste que le
flux de porteurs dans le sens métal-semiconducteur qui est approximativement constant
puisque les porteurs voient toujours la même hauteur de barrière B. Le courant inverse
évolue donc peu avec la polarisation inverse. Le contact ainsi réalisé est de type Schottky.
Comme évoqué précédemment, le travail de sortie des métaux utilisés en microélectronique
est supérieur à celui du semiconducteur. L’obtention d’un contact ohmique nécessite
l’utilisation d’un matériau fortement dopé sous le contact. Cet excès de dopant en surface va
permettre de réduire la largeur de la zone de charge d’espace et de laisser passer les électrons
à travers la barrière par effet tunnel. La figure 43 représente le diagramme des bandes d’un
métal mis en contact avec un semiconducteur fortement dopé en surface.
94
Métal
SC (n+)
B
EC
EFSC
EFM
EV
Figure 43 : Diagramme des bandes d’énergie pour un métal mis en
contact avec un semiconducteur fortement dopé.
2-1-2 Cas réel
En réalité, des états d’interface viennent perturber les mécanismes expliqués précédemment.
En effet, suivant le caractère ionique ou covalent du semiconducteur, l’effet des états
d’interface sur la structure des bandes est plus ou moins important [8]. Un semiconducteur
ionique comme l’AlN ou le ZnO subit peu l’influence des états d’interface, la hauteur de
barrière est uniquement conditionnée par le travail de sortie du métal. Dans le cas des
semiconducteurs covalents, comme le SiC, la présence d’états d’interface ayant des niveaux
d’énergie situés dans la bande interdite du semiconducteur, va courber les bandes et former
une barrière entre le métal et le semiconducteur. Pour que le contact reste ohmique, il faut que
les états d’interface soient entièrement saturés par les porteurs majoritaires, c'est-à-dire
entièrement occupés pour un semiconducteur de type n. Dans la pratique, l’effet de ces
charges est compensé en dopant fortement le semiconducteur en surface. Dans le contact
Schottky, les états d’interface engendrent l’ancrage du niveau de Fermi. La hauteur de
barrière varie donc peu quel que soit le travail de sortie du métal [1].
2-1-3 Effet Schottky
Lorsqu’un électron passe du métal au semiconducteur, il voit une barrière de potentiel
effective Be légèrement inférieure à B.
Be = B - B
(8)
oùB est l’abaissement de la hauteur de barrière.
Cet abaissement est dû à la charge fictive symétrique par rapport à l’interface laissée par
l’électron lorsqu’il quitte le métal. L’attraction électrostatique entre ces deux charges, situées
à la distance x de part et d’autre de l’interface, va faciliter le passage de l’électron dans le
métal. La force attractive ou force image est donnée par l’équation 9 :
95
 q2
16 0 x 2
où q est la charge électronique et 0 la permittivité diélectrique du vide.
F
Métal
(9)
SC (n)
B
B
Be
xm
EFM
Figure 44 : Diagramme des bandes d’énergie montrant l’effet
Schottky pour un contact métal-semiconducteur (n).
La figure 44 représente le diagramme des bandes d’énergie entre un métal et un
semiconducteur de type n montrant l’abaissement de la barrière dû à l’effet Schottky. L’effet
provoqué peut avoir de fortes répercutions sur les mécanismes de transport du courant qui
règnent entre le métal et le semiconducteur. Le paragraphe suivant présente ces différents
mécanismes.
2-1-4 Les différents mécanismes de transport du courant dans une jonction
métal-semiconducteur
Dans une hétérojonction métal-semiconducteur, le transport du courant peut se faire selon les
cinq mécanismes représentés sur la figure 45 [1].
ZCE
Métal
SC (n)









Figure 45 : Mode de transport des électrons dans une jonction métalsemiconducteur (n) polarisée en direct.
96
 Passage d’électrons qui possèdent une grande énergie (dits électrons « chauds ») du
semiconducteur dans le métal, par-dessus la barrière. Deux modèles rendent compte du
phénomène : le modèle thermoïonique et le modèle de diffusion, le premier étant
prépondérant dans les semiconducteurs à grande mobilité et le second dans les
semiconducteurs à faible mobilité.
 Passage des électrons à travers la barrière par effet tunnel.
 Génération-recombinaison dans la ZCE. En polarisation directe, ce mécanisme correspond
à la recombinaison dans la ZCE d’un électron venant du semiconducteur avec un trou venant
du métal.
 Injection de porteurs minoritaires. Un trou du métal se recombine avec un électron du
semiconducteur dans la zone quasi neutre du semiconducteur.
 Courant de recombinaison sur les états d’interface. Les électrons du semiconducteur sont
piégés au niveau d’un centre d’interface vide puis ils passent par effet tunnel dans le métal.
Les courants tunnel et thermoïonique sont en général les deux courants prépondérants selon le
contact réalisé. Pour les forts dopages (> 1018 cm-3), le courant passe essentiellement au
travers de la barrière par effet tunnel. Le contact réalisé est alors ohmique. Pour des dopages
faibles (< 1017 cm-3) et donc lorsque le contact est redresseur, l’effet thermoïonique l’emporte.
Dans le cas d’une diode réelle, le courant thermoïonique s’exprime de la façon suivante :

 qV  
  1

 ηkT  
I = I exp
S

(10)
où IS est le courant de saturation (en A), q est la charge de l’électron (en C), V est la tension
appliquée (en V), k est la constante de Boltzmann (k = 1,3806x10-23 J.K-1), T est la
température (en K) et  est le facteur d’idéalité. Ce dernier sert à évaluer la qualité de
l’interface métal-semiconducteur. Plus il est proche de 1 et plus la caractéristique du courant
en direct sera proche du modèle théorique.
Le courant de saturation IS qui correspond au courant de fuite de la diode est de la forme :
 q 
B
 kT 


IS = AA *T 2 exp 
(11)
où A correspond à la surface de la diode (en cm2), B à la hauteur de la barrière Schottky
(en eV) et A* à la constante de Richardson (en A.cm-2.K-2). Cette dernière sera explicitée
ultérieurement.
97
Cette expression montre bien que plus la hauteur de barrière est faible et plus le courant de
fuite est important. Le courant de fuite augmente également avec la surface du contact
Schottky ainsi qu’avec la température de la jonction. En remplaçant IS par son expression
dans l’équation (10), on obtient :
 q  
 qV  
B 
  1
exp

 kT 
 ηkT  


I = AA *T 2 exp 
(12)
En direct, on constate que plus la hauteur de barrière est faible, plus le courant augmente, d’où
une tension de seuil VF plus faible. La tension de seuil diminue également lorsque la surface
de la diode Schottky et la température de la jonction augmentent. Une hauteur de barrière
faible donnera donc une tension de seuil faible mais un courant de fuite important et
inversement. Il faudra donc faire des compromis selon les performances recherchées.
2-2 Contact ohmique : détermination de la résistance spécifique de
contact
Le contact ohmique est caractérisé par sa résistance spécifique de contact qui s’exprime en
ohm multiplié par la surface exprimée en centimètre carré. La méthode des TLM linéaires (ou
ℓ-TLM) est la plus utilisée pour déterminer cette résistance spécifique de contact. Elle
consiste à réaliser des plots rectangulaires séparés d’une distance variable croissante et de
mesurer la résistance entre ces plots [9]. Une étape de calculs est ensuite nécessaire pour
remonter à la résistance spécifique de contact. Une variante de cette méthode consiste à
réaliser des plots circulaires, il s’agit de la méthode c-TLM (ou « circular Transfert Length
Method » en anglais) [19]. Nous allons donc aborder ces deux méthodes dans les paragraphes
suivant.
2-2-1 TLM linéaires
Cette méthode, introduite par Shockley en 1964, consiste à réaliser un motif constitué de
plusieurs contacts rectangulaires (de largeur d et de longueur w) et espacés de différentes
distances comme représentés sur la figure 46. La géométrie des contacts avec des angles
droits peut affecter considérablement la résistance lors des mesures électriques. Pour que les
lignes de champs restent rectilignes et éviter les effets des angles, la zone comprenant les
contacts doit être isolée en réalisant une gravure de la couche autour du motif TLM. La
gravure doit être réalisée à une distance  la plus faible possible. D’après [20], pour un
98
contact de longueur w de 95 µm, la distance  entre les plots et l’isolation ne doit pas excéder
2,5 µm.
V
I
1
2
3
4
5

w
d
3C-SiC

Figure 46 : Schéma d’un motif TLM linéaire.
Le schéma en coupe avec la représentation des différentes résistances rencontrées sous les
contacts et dans la couche semiconductrice est représenté sur la figure 47.
I
d
ℓ
RC
RSK
RSH
d
LT
RSK
RC
3C-SiC
Figure 47 : Circuit électrique équivalent sous les
contacts et dans la couche semiconductrice.
Sur ce schéma, on constate que différentes résistances sont englobées dans la valeur de la
résistance totale RT mesurée entre deux plots. RT regroupe la résistance de contact RC, la
résistance sous le contact RSK et la résistance de la couche semiconductrice RSH. De plus, un
schéma du courant en fonction de la largeur du plot est représenté. Ce schéma montre que le
courant décroît quand la largeur du plot augmente. Afin de considérer cette répartition dans
les calculs, une largeur théorique appelée longueur de transfert LT est définie. Elle correspond
à la distance nécessaire au courant pour entrer ou sortir du contact.
99
Afin d’extraire ces valeurs et d’obtenir la résistance spécifique de contact ρC, la résistance
totale est mesurée entre deux contacts séparés de la distance ℓ. En traçant RT en fonction de
l’espacement ℓ, on obtient une droite. La figure 48 représente le tracé de RT en fonction de ℓ
avec comme ordonnée à l’origine 2RC et comme abscisse à l’origine Lx.
RT()
RT =

R SH
+ 2RC
w

 (cm)
2RC
5

4

3

2

1
Lx
Figure 48 : Allure de la courbe obtenue en traçant la résistance totale RT
en fonction de la distance entre les plots ℓ.
L’équation de la droite obtenue est la suivante :
RT =

(13)
R SH
+ 2RC
w
Et, d’après [21] l’expression de la résistance spécifique de contact ρC est de la forme :

 d
ρC = RC .w. LT tanh 
 LT


 

(14)
Cette équation peut être simplifiée dans deux cas particuliers :
 d
Si d  0,5 LT : tanh 
 LT
ρC = RC.w.d
 d
 
 LT
 d
Et si d  1,5 LT : tanh 
 LT
ρC = RC.w.LT
(15)

  1

(16)
Lorsque le contact est suffisamment large, la résistance spécifique de contact est calculée en
considérant la longueur de transfert. Cette dernière est obtenue de la manière suivante :
Il a été montré que la résistance de contact RC est égale à :
100
RC =
 d 
R SK L T

cotanh 
w
 LT 
D’où pour d  2LT, cotanh
(17)
où
LT =
ρC
R SK
d
1
LT
En remplaçant l’expression de RC obtenue dans (13) :
RT =
R SH  2R SK L T

w
w
(18)
Et connaissant les dimensions de notre motif, la pente qui correspond à la résistance de la
couche divisée par la longueur du plot nous permet d’obtenir la résistance de la couche
semiconductrice RSH (en □). L’ordonnée à l’origine, qui vaut 2RC, nous donne la valeur de
la résistance de contact RC (en ). De plus, d’après l’équation (18), l’abscisse à l’origine Lx
renseigne sur la longueur de transfert LT.
LX = -
2R SK L T
R SH
(19)
Dans le cas où le contact est suffisamment large, la résistance sous le contact est égale à la
résistance de la couche. On obtient alors la longueur de transfert LT (en cm) qui correspond à
la moitié de l’abscisse à l’origine.
Nous avons donc tous les paramètres pour déterminer la valeur de la résistance spécifique de
contact ρC.
Ainsi, on voit bien au travers de ce paragraphe, que la longueur de transfert est très influente
sur la manière de calculer la résistance spécifique de contact. Ce paramètre sera
systématiquement considéré afin de déterminer la résistance spécifique de contact selon la
méthode de calcul adaptée.
2-2-2 TLM circulaires
La seconde méthode, également très utilisée pour déterminer C, fait appel aux motifs TLM
circulaires (c-TLM). Elle consiste non plus à réaliser des plots rectangulaires mais circulaires
comme le montre la figure 49. L’avantage de cette méthode proposée par G.S. Marlow et
M.B. Das [19] réside dans le fait qu’il n’est plus nécessaire d’isoler la couche sur laquelle
sont faits les contacts. Les contacts circulaires, entourés d’un même plan de masse (),
obligent les lignes de champs à se répartir de manière homogène et il n’y a pas d’effets de
bords comme pour les contacts rectangulaires.
101
I
V
R1
R2
s

3C-SiC
Figure 49 : Schéma d’une structure c-TLM.
La structure c-TLM est composée d’un plan de masse rectangulaire ou carré () et de plots
circulaires de rayon R1 fixe et d’espacement s variable avec le plan de masse. R2 correspond
au diamètre externe du contact. Le principe est le même que pour les TLM linéaires, il permet
de déduire la résistance de la couche RSH ainsi que la résistance totale entre deux contacts RT.
Le tracé de cette résistance en fonction de l’espacement s donne la courbe représentée sur la
figure 50.
RT()
s1 s2
Lx
s3
s4
s5
s(cm)
Figure 50 : Allure de la courbe obtenue en traçant la résistance totale RT en fonction
de l’espacement entre les plots s.
L’équation correspondante, dans le cas où R1>>s, est la suivante [22] :
RT =
R SH 
R2
LT
L 

 T
ln
2  R 2  s R 2  s R 2 
(20)
L’équation (20) peut être transformée en relation linéaire entre RT et s en utilisant des facteurs
de correction [23][24]. La droite obtenue est alors représentée sur la figure 51 et son équation
est de la forme :
RT =
R SH
s  2LT   c
2 R1 
102
(21)
Avec c le facteur de correction :
c=
R1  R1  s 
ln 

s
 R1 
(22)
RT()
après avoir appliqué
les facteurs de
correction
courbe issue des
mesures de RT
R
pente 
2RC
Lx
s1 s2
s3
s4
s5
SH
2R1
s(cm)
Figure 51 : Allure de la courbe obtenue en traçant la résistance totale RT en fonction
de l’espacement entre les plots s après avoir appliqué les facteurs de correction.
Comme pour la méthode ℓ-TLM et comme indiqué sur la figure 51, l’ordonnée à l’origine
correspond à deux fois la résistance de contact RC et l’abscisse à l’origine Lx est égale à deux
fois la longueur de transfert LT. De plus, en multipliant la pente de la droite par la surface du
contact (2R1), on obtient la résistance de la couche semiconductrice RSH. La résistance
spécifique de contact peut alors être déterminée par la relation :
C = RSH . L2T
(23)
Ces deux méthodes de mesure et de calcul de la résistance spécifique de contact sont simples
à mettre en œuvre. Dans cette thèse, les deux structures seront utilisées pour caractériser nos
contacts avec les motifs dessinés selon les cotes présentées dans le paragraphe suivant.
2-2-3 Les motifs TLM réalisés sur le masque
Les motifs présentés ci-dessous sont réalisés sur les échantillons par photolithographie ;
l’utilisation d’un masque est donc nécessaire. Le masque a été réalisé au début de la thèse, il
comporte des motifs TLM linéaires avec isolation et sans isolation, ainsi que des TLM
circulaires.
a- TLM linéaires
103
La figure 52 représente une vue schématique du motif TLM linéaire avec isolation dessiné sur
le masque.
50µm
d
=50µm
w
10µm 20µm
40µm
80µm
120µm
Z=300µm
160µm
Isolation
Figure 52 : Motif ℓ-TLM avec isolation dessiné sur le masque.
L’espacement ℓ entre les contacts varie de 10 à 160 µm. Le masque dessiné comporte deux
niveaux. L’un concerne la métallisation où l’on dispose de deux types de TLM avec des plots
de tailles différentes : des plots de longueur 200 µm et de largeur 160 µm et des plots de
longueur 300 µm et de largeur 100 µm. Le second niveau concerne l’isolation, elle est
représentée sur la figure 52 par le contour rectangulaire de largeur 50µm. Ce contour pourra
être gravé par RIE sur la profondeur désirée. Dans le cas des couches étudiées de 3C-SiC
épitaxiées sur silicium d’épaisseurs comprises entre 6 et 8 µm, la gravure sera faite jusqu’à
atteindre le silicium. Les lignes de courants ne pourront donc pas aller au-delà des parois de
SiC définies par la gravure.
Précédemment, nous avons mentionné que la distance entre les plots et la zone isolée doit être
la plus faible possible devant la longueur des contacts. Dans notre cas, elle est de 50 µm, ce
qui est relativement élevé par rapport à un contact de longueur 200 µm ou 300 µm. Le
masque a été dessiné ainsi en raison des équipements disponibles au laboratoire. En effet,
l’alignement avec un dimensionnement plus faible n’était pas possible lors de la réalisation du
masque.
Des motifs sans isolation de mêmes dimensions que les précédents ont été dessinés à côté des
TLM isolés. De plus, au début de la thèse, nous avons utilisé un masque du CRHEA pour
réaliser des TLM linéaires non isolés. Les motifs, sur ce masque, présentent les mêmes
espacements entre les plots que ceux de la figure 52. Seule la taille des plots diffère : leur
largeur est de 60 µm et leur longueur de 130 µm.
b- TLM circulaires
104
R1
s
R2
Figure 53 : Motif c-TLM dessiné sur le masque.
Le motif de c-TLM est constitué d’un plan de masse de 1x1 mm² et de 9 plots circulaires de
rayon R1 fixe de 60 µm. L’espacement s entre le plan de masse et les plots varie de 12 µm à
48 µm. Le tableau 7 présente les dimensions des motifs dessinés sur le masque :
l’espacement s entre le plan de masse et les plots, le diamètre externe R2 des contacts et le
facteur de correction (c) calculé pour chaque contact à partir de l’équation (22).
Tableau 7 : Dimensions des c-TLM présents sur le masque.
s
(en µm)
12
16
20
24
28
32
36
40
48
R2
(en µm)
72
76
80
84
88
92
96
100
108
c
0,91
0,89
0,86
0,84
0,82
0,80
0,78
0,77
0,73
Connaissant ces paramètres, nous pouvons déterminer la résistance spécifique de contact en
appliquant les formules vues précédemment. Il faudra, cependant, faire attention au
dimensionnement des contacts. En effet, l’étape de gravure de la métallisation peut engendrer
une taille des motifs inférieure à la cote initiale s’il y a une surgravure. L’écart entre les plots,
dans ce cas, devient supérieur à l’espacement original. Une mesure des motifs est donc
nécessaire afin d’obtenir une valeur de ρC la plus juste possible.
105
2-2-4 Caractéristique courant-tension I(V)
Afin de vérifier l’ohmicité des contacts, nous effectuons une mesure courant-tension. Les
mesures sont réalisées avec des pointes de type Kelvin ayant un écart entre les deux pointes
de 25 µm. L’appareil utilisé pour injecter le courant et mesurer la tension est un KEITHLEY
2400 Sourcemeter. Il est utilisé en mode 4 pointes : un courant est appliqué entre 2 pointes et
la tension est mesurée entre les 2 autres pointes comme le montre le schéma de la figure 46.
La mesure de la tension est réalisée en effectuant un balayage en courant de -100 mA à
100 mA. La réalisation d’un programme à l’aide de Labview a permis d’automatiser la
mesure.
Si le contact est ohmique et présente une faible résistance, la courbe I(V) sera linéaire dans
une gamme de tension négative et positive assez faible.
I(A)
0.10
0.05
0.00
-0.3
-0.2
-0.1
0.0
0.1
0.2
0.3
U(V)
-0.05
-0.10
Figure 54 : Courbe I(V) d’un contact en Ti-Ni recuit à 1000°C 1min sous Ar
réalisé sur du 3C-SiC fortement dopé.
La figure 54 représente la mesure I(V) d’un contact ohmique réalisé en Ti-Ni sur du 3C-SiC
de type n fortement dopé (3x1019 cm-3). La courbe obtenue est une droite, le seuil de 100 mA
est atteint avant 0,3 V. Dans cette thèse, l’ohmicité des contacts a été validée par la réalisation
systématique de courbes I(V).
2-2-5 Mesure de la résistance totale
Les deux structures TLM vues précédemment permettent de mesurer directement la résistance
totale des contacts en imposant un courant entre deux contacts et en mesurant la tension
associée. L’appareillage (KEITHLEY 2400 et pointes Kelvin) déjà employé pour faire les
mesures I(V) est à nouveau utilisé. Les mesures de résistances sont effectuées à courant
106
constant. Connaissant le courant appliqué, on en déduit alors la résistance par lecture directe
de la tension, en utilisant la loi d’Ohm. A l’aide des mesures des différentes résistances selon
l’espacement entre les contacts, on calcule la résistance spécifique de contact. Le coefficient
de régression linéaire, R2, de l’expression de RT en fonction de la distance entre les contacts,
nous renseigne également sur la qualité des contacts ohmiques. Plus ce coefficient est proche
de 1 et plus le modèle de régression linéaire est juste.
Ces deux procédures nous permettent d’abord de vérifier l’ohmicité des contacts réalisés et
ensuite de déterminer la résistance spécifique qui caractérise le contact ohmique.
2-3 Contact Schottky : détermination de la hauteur de barrière et du
facteur d’idéalité
Comme nous l’avons vu dans le chapitre 1, le contact redresseur est caractérisé par sa hauteur
de barrière B exprimée en électronvolt et par son facteur d’idéalité . Ces deux paramètres
peuvent être obtenus par différentes méthodes, à savoir par la mesure de la capacité en
fonction de la tension, par la mesure du courant en fonction de la température, par la mesure
du photocourant ou par la mesure du courant en fonction de la tension [20]. Cette dernière
méthode est facile à mettre en place avec les équipements à notre disposition présentés
précédemment. Elle sera utilisée pour caractériser les contacts Schottky réalisés durant cette
thèse.
2-3-1 Mesure I(V) et extraction de  et B
Nous avons vu que le mécanisme de transport de courant prépondérant dans une jonction
métal-semiconducteur est le courant thermoïonique lorsque le matériau utilisé possède un
dopage inférieur à 1017cm-3 et donc lorsque le contact est redresseur. Si on néglige la
résistance série due à la couche semiconductrice, on a vu que le courant thermoïonique
s’écrit :

 qV  
  1

ηkT
 

I = I exp
S

(24)
avec IS le courant de saturation :
 q
IS = AA * T 2 exp  B
 kT

107




(25)
La constante de Richardson A* peut être déterminée de manière expérimentale en mesurant le
courant en fonction de la température [20] et de manière théorique selon l’équation (26) :
A* =
4 qm * k 2
(26)
h3
où h est la constante de Planck (h = 6,6261x10-34 J.s) et m* la masse effective d’un électron
dans le matériau. Pour le 3C-SiC, m*3C-SiC = 0,677 m0 [25] où m0 est la masse de l’électron
(m0 = 9,10938x10-31 kg). La constante de Richardson pour le 3C-SiC, calculée à partir de
l’équation (26), est donc de 81,35 A.cm-2.K-2.
10-1
10-2
I(A)
10-3
Pente =
10-4
10-5
q
2,3kT
3kT
q
10-6
10-7
0.00
0.05
0.10
0.15
0.20
V (V)
Figure 55 : Courbe I = f(V) d’une diode en Pt/3C-SiC recuite à 500°C 1min sous Ar.
D’après l’équation (24), le tracé de I = f(V) est linéaire lorsque la tension appliquée est
supérieure à 3kT/q. Au-delà de cette valeur, le chiffre 1 devient négligeable devant le terme
exponentiel, l’équation s’écrit alors :
 qV 

I = I exp
S
ηkT


(27)
ou encore :
 I 
q
V
ln  =
 I S  ηkT
Le facteur d’idéalité est obtenu avec la pente de la droite I(V):
=
q
2,3 x pente  kT
(28)
(29)
Et lorsque V=0, I = IS.
A partir de l’équation (25), nous pouvons exprimer la hauteur de la barrière en fonction du
courant de saturation :
108
 =
B
kT
q
 AA*T 2 


 I
S


ln
(30)
Cette méthode permet d’obtenir rapidement les deux paramètres B et  caractérisant la
barrière Schottky. Expérimentalement, il est important de tracer la courbe I(V) en polarisation
directe avec un pas en tension suffisamment resserré afin d’avoir une bonne précision quant à
la régression de la courbe obtenue.
2-3-2 Les motifs diodes réalisés sur le masque
Une diode Schottky est composée d’un contact ohmique servant à injecter le courant et du
contact redresseur. Les diodes dessinées sont circulaires, un exemple est présenté sur la
figure 56.
cathode (contact ohmique)
anneau
d’implantation
ou de gravure
anode (contact Schottky)
Figure 56 : Motif diode dessiné sur le masque.
La diode est constituée de deux contacts, l’anode et la cathode. L’anode correspond au disque
central et est déposée sur la couche non intentionnellement dopée. Trois tailles de contacts
Schottky ont été dessinées, les diamètres des contacts sont les suivants : 180 µm, 200 µm et
220 µm. La cathode entoure l’anode et celle-ci doit être réalisée, comme on l’a vu
précédemment, sur une couche fortement dopée en surface. L’anneau extérieur représente la
zone qui pourra soit être implantée, dans le cas où on utilise un matériau non
intentionnellement dopé (nid) pour le surdoper localement comme le montre la figure 57-a,
soit servir de masque pour graver le 3C-SiC jusqu’à atteindre une couche enterrée fortement
dopée comme le montre la figure 57-b.
109
cathode
anode
anode
3C-SiC nid
3C-SiC nid
cathode
anneau implanté
3C-SiC n+
(a)
(b)
Figure 57 : Schéma en coupe d’une diode avec contact ohmique
(a) sur une couche implantée et (b) sur une surface gravée.
L’anneau correspondant à l’implantation ou à la gravure a un diamètre intérieur de 340 µm et
un diamètre extérieur de 480 µm. Le contact ohmique pourra alors être réalisé sur la surface
implantée ou gravée. L’anneau correspondant à la cathode a un diamètre intérieur de 360 µm
et un diamètre extérieur de 460 µm. Ces masques simples ont été réalisés afin de pouvoir
réaliser des dispositifs fonctionnant en conduction latérale (cf. Figure 57-a) ou pseudoverticale (cf. Figure 57-b).
Le matériau sur lequel les diodes Schottky seront réalisées doit être de bonne qualité. C’est
pourquoi nous avons choisi, dans la première partie de ce chapitre, de caractériser
physiquement le 3C-SiC au travers de différentes techniques. Ainsi, à l’aide de mesures DRX,
nous avons évalué la monocristallinité des couches de 3C-SiC orientées (100) ou (111). Nous
avons également vu que ces couches sont bien épitaxiées sur le silicium. Cependant, nous
avons constaté, par une observation au STEM d’une lame préparée au FIB, la présence de
trous à l’interface entre le 3C-SiC (100) et le silicium et de défauts à l’intérieur de la couche.
Ces défauts s’annihilent au fur et à mesure de la croissance du 3C-SiC.
Dans la suite de ce travail, nous utiliserons l’implantation ionique pour doper localement le
3C-SiC. L’implantation d’espèce va générer des défauts qui peuvent interférer dans le bon
fonctionnement des futurs dispositifs réalisés. Le STEM et le TEM seront utilisés pour
caractériser ces défauts. Leur éventuelle guérison sera alors évaluée à l’aide du FTIR. En
effet, l’étude de la réflectance des couches implantées, dans l’intervalle du nombre d’onde
correspondant à la bande de Reststrahlen, nous donnera une information sur la qualité des
couches. Nous effectuerons donc une comparaison avec la réflectance de référence d’une
110
couche nid. La réflectance au niveau de la bande de Reststrahlen, pour une couche nid
mesurée à l’issue de l’épitaxie, a été évaluée à environ 80 %.
En plus d’une bonne qualité cristalline du matériau, l’uniformité du dopage dans les couches
de 3C-SiC est indispensable pour le bon fonctionnement électrique des diodes. Au travers de
mesures SIMS, nous avons montré que les couches ayant une forte concentration de porteurs
supérieure à 1019 cm-3, sont uniformément dopées à l’azote et ne présentent pas d’impuretés
résiduelles de type p susceptibles de nuire au dopage de type n. Cette méthode sera utilisée,
dans la suite, pour évaluer la concentration en dopants implantés dans le 3C-SiC.
Enfin, nous avons vu que l’état de surface du 3C-SiC doit être de bonne qualité pour la
réalisation de contacts. Ce paramètre a été évalué au moyen de mesures par profilométrie
optique et AFM. Ces mesures ont montré que la rugosité RMS de la surface des couches de
3C-SiC est inférieure au nanomètre après polissage. Au travers de ces premières
caractérisations, nous avons donc mis en évidence la qualité du matériau à notre disposition
pour la réalisation de diodes Schottky.
Dans ce chapitre, nous avons également vu qu’une diode Schottky est composée de deux
types de contacts : le contact ohmique et le contact redresseur. Les contacts ohmiques
assureront le passage du courant dans la diode, ils seront tout d’abord caractérisés par des
mesures I(V) afin de vérifier leur ohmicité. La résistance spécifique de contact sera ensuite
déterminée au moyen des différentes structures TLM linéaires ou circulaires. La hauteur de
barrière et le facteur d’idéalité, qui caractérisent le contact Schottky, seront calculés à l’issue
de mesures I(V). Les propriétés de ces contacts ainsi obtenues nous permettront de vérifier si
ils respectent le cahier des charges établi à savoir une faible résistance de contact, un facteur
d’idéalité proche de 1 et une hauteur de barrière suffisamment élevée pour minimiser les
courants de fuite en inverse.
111
[1]
H. Nagasawa and K. Yagi, “3C-SiC single-crystal films grown on 6-inch Si
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113
Chapitre 3 : Réalisation de contacts ohmiques
sur 3C-SiC
La réalisation de dispositifs microélectroniques nécessite la formation de contacts
métal/semiconducteur qui permettront de faire passer le courant au sein du composant. Deux
types de contacts sont étudiés lors cette thèse, d’une part le contact ohmique qui permet
d’injecter des porteurs dans le composant et d’autre part le contact Schottky qui est un contact
redresseur. Nous avons vu, dans le chapitre 1, que la formation de ces contacts sur le 3C-SiC
de type n a déjà été étudiée mais l’absence de composants sur le marché montre que des
études complémentaires sont nécessaires.
Dans ce chapitre, l’étude de contacts ohmiques sur 3C-SiC est réalisée. Une première partie
est dédiée à la préparation des substrats de 3C-SiC. Puis, des contacts en nickel sont réalisés
sur les couches de 3C-SiC non intentionnellement dopé, à dopage intermédiaire et fortement
dopé durant l’épitaxie. Ensuite, plusieurs métaux tels que le nickel, l’aluminium et des
empilements tels que titane-nickel ou encore titane-or, sont évalués dans le but d’obtenir une
résistance spécifique de contact la plus faible possible sur 3C-SiC fortement dopé. Ces
métaux subissent alors un recuit thermique rapide (ou RTA « Rapid Thermal Annealing » en
anglais) dans le but de créer un siliciure ou un carbure avec le SiC. Il s’agit d’abaisser le
travail de sortie du métal afin de réduire la hauteur de la barrière et de rendre les contacts plus
stables vis-à-vis des traitements chimiques et thermiques qui peuvent intervenir dans la suite
du procédé. Des contacts ohmiques sur 3C-SiC dopé par implantation ionique d’azote et de
phosphore viennent compléter l’étude. Seul l’empilement titane-nickel est évalué sur ces
couches implantées.
Ces contacts sont caractérisés au moyen des techniques à notre disposition présentées dans le
chapitre précédent (AFM, FIB, FTIR, TEM, I(V), TLM, etc.). Des résultats de simulations de
la densité de courant dans le SiC épitaxié sur silicium sont également présentés dans le but de
comprendre certains résultats obtenus.
115
Chapitre 3 : Réalisation de contacts ohmiques sur 3C-SiC
1- Présentation et préparation des substrats
1-1 Matériau et métaux utilisés
Nous avons vu, dans le chapitre 2, que la mise en contact d’un métal et d’un semiconducteur
peut générer deux comportements différents. Dans le cas d’un semiconducteur de type n, si le
travail de sortie du métal est inférieur à l’affinité électronique du semiconducteur, le contact
est naturellement ohmique. Les électrons peuvent passer librement du semiconducteur vers le
métal. Si au contraire, le travail de sortie du métal est supérieur à l’affinité électronique du
semiconducteur, le contact est redresseur. Les électrons sont alors confrontés à une barrière de
potentiel qui s’oppose à leur passage. Les métaux dont nous disposons sont les suivants :
aluminium, titane, nickel et or ; leur travail de sortie est indiqué dans le tableau 8.
Tableau 8 : Travail de sortie des métaux disponibles dans le bâti de pulvérisation.
Métal
Al
Ti
Ni
Au
Travail de sortie
M (en eV)
4,28
4,33
5,10
5,15
Les travaux de sortie de ces métaux sont tous supérieurs à l’affinité électronique du 3C-SiC
évaluée à 4 eV. Rappelons que l’affinité électronique  est l’énergie entre le niveau du vide et
la bande de conduction, elle est directement liée à la hauteur de barrière B qui va s’établir
entre le métal et le semiconducteur par la relation :
B = M - 
(31)
Les contacts formés par ces métaux sur un matériau ayant un dopage inférieur à 1017cm-3
présenteront en général un comportement redresseur après dépôt [1]. La réalisation de
contacts ohmiques nécessitera donc d’utiliser un substrat fortement dopé pour favoriser le
passage des électrons à travers la barrière par effet tunnel.
Pour nos études de contacts, nous disposons de différentes couches de 3C-SiC de type n
présentant trois niveaux de dopage : une couche non intentionnellement dopée inférieure à
1016 cm-3, une couche à dopage intermédiaire à 1017 cm-3 et une couche à fort dopage à
3,5x1019 cm-3. Les concentrations ont été mesurées par la méthode C(V) présentée en
annexe 3 pour les dopages de 1016 cm-3 et de 1017 cm-3. Le niveau de dopage des couches
fortement dopées a été mesuré par SIMS, les résultats ont été présentés dans le chapitre 2.
Avant de présenter les résultats obtenus pour les divers contacts réalisés, le protocole
116
expérimental de réalisation des contacts est exposé succinctement au travers du nettoyage du
3C-SiC, du dépôt de la métallisation et du procédé de fabrication des contacts.
1-2 Préparation des substrats et procédé de réalisation des contacts
1-2-1 Nettoyage des échantillons
Avant dépôt des métaux, les substrats ont été nettoyés avec des procédés chimiques très
inspirés de ceux utilisés dans l’industrie du semiconducteur pour nettoyer le silicium [2]. Afin
d’ôter les impuretés de la surface du 3C-SiC, quatre bains différents ont été réalisés. Le
procédé de nettoyage est indiqué dans le tableau 9.
Tableau 9 : Procédé de nettoyage réalisé sur le 3C-SiC avant dépôt des métaux
Produits et concentrations
Température et
temps de bain
Retrait des composés
organiques et
Rinçage métalliques
H2SO4 (96 %) : H2O2 (1 : 1)
120°C – 5 min
Eau désionisée
20°C – 5min
HF
Retrait de l’oxyde
Rinçage créé lors du CARO
HF (50 %) : H2O (1 :1)
20°C – 1 min
Eau désionisée
20°C – 5min
Retrait des particules
et des composés
Rinçage organiques
NH4OH (30 %) : H2O2 : H2O (1 : 1 : 5) 80°C – 10 min
Eau désionisée
20°C – 5min
SC2
Retrait des particules
Rinçage métalliques
HCl (37 %) : H2O2 : H2O
80°C – 10 min
Eau désionisée
20°C – 5min
HF
HF (50 %) : H2O (1 :1)
20°C – 1 min
Eau désionisée
20°C – 5min
Etape
Fonction
CARO
SC1
Rinçage
Retrait de l’oxyde
Le nettoyage CARO a pour but d’éliminer les composés organiques de la surface du 3C-SiC
avant désoxydation au HF. Les deux nettoyages SC1 et SC2 ont été proposés par Kern dans
son nettoyage RCA en 1970 [3]. Ils ont pour but d’éliminer respectivement les particules
organiques et métalliques. Le bain de HF en fin de procédé est effectué afin d’éliminer une
éventuelle couche d’oxyde reformée lors des bains RCA ou des différents rinçages.
Après ces différents bains de nettoyage, la métallisation peut être déposée sur la surface du
3C-SiC.
117
1-2-2 Dépôt des métaux
Dans cette thèse, le dépôt des métaux a été réalisé selon deux méthodes. La première est
l’évaporation sous vide disponible au CRHEA. Elle a été utilisée pour effectuer des dépôts de
Ni. La vitesse de dépôt du Ni est de 0,25 nm.s-1. La pression dans la chambre est de l’ordre de
1x10-7 mbar. La seconde technique est la pulvérisation cathodique disponible dans la salle
blanche du CERTeM 2 sur le site de STMicroelectronics Tours. Ce bâti de pulvérisation
permet de déposer Al, Au, Ni et Ti sous argon. La pression dans la chambre lors des dépôts
est fixée à 5 mTorr et la puissance du générateur est établie à 500 W. Dans ces conditions, les
vitesses de dépôt des différents métaux sont les suivantes :
Tableau 10 : Vitesse de dépôt des différents métaux présents dans le bâti de
pulvérisation lorsque PCH = 5 mTorr et Pgéné = 500 W.
Métal
Al
Au
Ni
Ti
Vitesse de
dépôt (nm.s-1)
1,9
3,4
1,3
0,9
Il est également possible d’effectuer un décapage ionique de la surface des échantillons avant
dépôt du métal à l’aide d’un plasma d’argon. L’étude de l’impact de ce décapage ionique
avant dépôt des contacts sera présentée plus loin dans ce chapitre.
1-2-3 Réalisation des contacts
Après dépôt de la métallisation sur le 3C-SiC, les contacts sont réalisés par photolithographie
puis gravure afin de définir les motifs présents sur le masque. Le procédé consiste à déposer
1,2 µm de résine positive à la tournette, l’insoler au travers d’un masque et la développer. Elle
est ensuite durcie à 110 °C pendant 2 minutes sur une plaque chauffante. Vient enfin la
gravure chimique de la métallisation avec la recette appropriée pour chaque métal à graver.
Les solutions de gravure utilisées sont présentées dans le tableau 11.
2
Centre d’Etude et de Recherche Technologique en Microélectronique
118
Tableau 11 : Solutions chimiques utilisées pour graver les différentes métallisations
Métal
Solution
Al
ANPE : CH3COOH (99 %) : HNO3 (69,5 %) : H3PO4 (85 %) : H2O à 50 °C
Ni
Eau régale : HCl (37 %) : HNO3 (69,5 %) : H2O (1 : 2 : 2)
Au
Eau régale : HCl (37 %) : HNO3 (69,5 %) : H2O (1 : 2 : 2)
Ti
HF (1 %)
Après gravure des contacts et retrait de la résine, les motifs ont l’aspect représenté sur la
figure 58.
Ni
3C-SiC
Figure 58 : Image au microscope optique de motifs TLM en Ni non
isolés obtenus après gravure à l’eau régale.
Le recuit de ces contacts peut alors être réalisé dans un four RTA. Le four utilisé est un
Jipelec Jetfirst 150. Le chauffage est réalisé au moyen de lampes halogènes. Il est contrôlé en
température, soit à l’aide d’un pyromètre optique, soit par un thermocouple de type K. Les
échantillons à recuire sont déposés sur une plaque de silicium de taille 6 pouces située au
dessous du hublot placé sous les lampes.
1200
Consigne
Pyromètre
Thermocouple
1000
Température (°C)
800
600
400
200
0
0
100
200
300
400
500
Temps (s)
Figure 59 : Profil d’un recuit RTA à 1000 °C pendant 1 minute sous argon. La
consigne et la mesure du pyromètre et du thermocouple sont représentés.
Le procédé se déroule en plusieurs étapes. La première consiste à faire le vide dans la
chambre, à l’aide d’une pompe primaire, afin d’évacuer les particules contenues dans l’air
119
emprisonné dans la chambre. Ensuite, par injection d’azote ou d’argon, la chambre est remise
à pression atmosphérique. Des recuits sous vide peuvent également être réalisés. Après ces
étapes de mise en atmosphère contrôlée, la montée en température peut ensuite être réalisée.
Elle est effectuée en trois étapes, comme le montre la figure 59. D’abord un premier palier est
réalisé pendant quelques secondes à 250 °C afin de positionner le thermocouple dans sa
gamme de détection (30 °C – 1370 °C) puis à 450 °C pour, cette fois, se placer dans la gamme
de détection du pyromètre optique (300 °C – 1300 °C). Enfin, la montée en température
jusqu’à 1000 °C est réalisée avec une rampe de 55 °C/s. La température de consigne est
maintenue pendant 1 minute puis la descente en température est contrôlée jusqu’à 600 °C
avec une rampe de 20 °C/s. Le refroidissement continue ensuite de façon plus lente jusqu’à
80 °C, température à partir de laquelle le four peut être ouvert.
Dans la suite de ce chapitre, l’étude de différents contacts sur 3C-SiC dopé durant l’épitaxie
puis dopé par implantation ionique est présentée. Les courbes courant-tension sont d’abord
réalisées pour vérifier l’ohmicité des contacts. Une comparaison des résultats de ρC pour les
structures TLM à la fois linéaires et circulaires est également réalisée.
2- Contact ohmique sur 3C-SiC dopé in situ
La réalisation d’un contact ohmique ayant une faible résistance de contact va faciliter le
passage du courant dans le dispositif auquel il est intégré. Dans cette partie, nous allons
évaluer différentes métallisations afin d’obtenir un contact ohmique ayant une faible
résistance. Une étude de contacts en Ni, tout d’abord, sur des couches de 3C-SiC possédant
des niveaux de dopages différents est présentée. L’influence du traitement thermique sur la
résistance spécifique pour ces contacts sur 3C-SiC fortement dopé est ensuite présentée ainsi
que la caractérisation physique des contacts. Une étude similaire avec des contacts en Ti-Ni
est ensuite présentée. Enfin, l’étude électrique de contacts en Al et en Ti-Au est réalisée.
2-1 Contacts en nickel
2-1-1 Résistance spécifique de contact en fonction du niveau de dopage du
3C-SiC
Dans un premier temps, au CRHEA, nous avons cherché à évaluer l’ohmicité de contacts en
nickel réalisés sur du 3C-SiC de type n possédant un niveau de dopage azote à 3,5x1019 cm-3,
120
à 1017 cm-3 et inférieur à 1016 cm-3. Les motifs TLM de dimension 60x130 µm2, réalisés avec
le masque du CRHEA, sont constitués d’une couche de 100 nm de nickel déposé par
évaporation. Ces contacts ont ensuite été recuits à 950 °C pendant 1 minute sous azote dans le
four RTA. Cette température a été choisie en raison des excellents résultats obtenus avec des
contacts ohmiques en nickel sur 4H-SiC de type n fortement dopé pour des températures
supérieures ou égales à 950 °C (cf. Annexe 2).
Avant de procéder à la mesure de la résistance totale, nous avons systématiquement effectué
des mesures I(V) sur les contacts réalisés sur les différents échantillons (non présentées ici).
Celles-ci ont toutes révélé des caractéristiques linéaires. Les mesures de la résistance totale
ont ensuite été réalisées sur au minimum 5 motifs TLM linéaires non isolés. Les mesures ont
été réalisées à 30 °C et également à 100 °C et 150 °C (température maximum supportée par
les pointes Kelvin). La résistance spécifique de contact a alors été calculée selon la méthode
présentée dans le chapitre 2. La figure 60 montre l’évolution de la résistance spécifique des
contacts en Ni en fonction de la concentration en dopants. Les barres d’erreur correspondent à
l’écart-type.
Résistance spécifique de contact (.cm2)
100
30°C
100°C
150°C
10-1
10-2
10-3
10-4
10-5
1015
1016
1017
1018
1019
1020
-3
Figure 60 : Variation de la résistance spécifique de contact en fonction du dopage
du 3C-SiC pour des contacts en Ni recuits à 950 °C pendant 1 minute sous N2.
Les mesures ont été effectuées à 30 °C, 100 °C et 150 °C.
On constate comme attendu que, quelle que soit la température de mesure, la résistance
spécifique de contact diminue avec l’augmentation de la concentration des dopants. Les
contacts réalisés sur la couche à dopage résiduel montrent une résistance de contact assez
élevée, supérieure à 10-2 .cm2. Les contacts réalisés sur la couche à dopage intermédiaire
montrent une résistance spécifique autour de 2x10-3 .cm2. La plus faible valeur de
2,5x10-5 .cm2 est obtenue pour l’échantillon présentant le plus fort dopage. De plus, on
121
observe que la résistance spécifique de contact est très peu affectée par les différentes
températures de mesure. Une faible dispersion est toutefois constatée pour les contacts
réalisés sur la couche à faible dopage. Ces résultats montrent que les contacts en Ni réalisés
sont très stables jusqu’à 150 °C [4]. Ce résultat était attendu. En effet, la littérature mentionne
la stabilité jusqu’à 450 °C de contacts en Ni recuits à 950 °C réalisés sur 6H-SiC fortement
dopé [5].
2-1-2 Influence de la température de recuit sur la résistance spécifique de
contact
Nous avons vu précédemment que l’utilisation d’un matériau dopé (> 1017 cm-3) favorise le
passage des électrons à travers la barrière de potentiel par effet tunnel. En plus d’utiliser un
matériau fortement dopé, l’abaissement ou l’affinement de la barrière est possible en
effectuant un recuit des contacts. Ce dernier va permettre la création de phases entre le métal
déposé et le SiC sous forme de siliciures ou de carbures et ainsi de réduire le travail de sortie
du métal et par conséquent la hauteur de barrière entre le métal et le 3C-SiC [6]. Nous avons
montré, dans le paragraphe précédent, une résistance spécifique de contact très faible pour des
contacts en Ni recuits à 950 °C sur substrat fortement dopé. L’étude a été complétée par la
réalisation de contacts en nickel sur le même type de substrat fortement dopé en faisant varier
la température de recuit entre 950 °C et 1150 °C. Sur chaque échantillon, la résistance totale a
été mesurée à température ambiante sur un minimum de cinq motifs TLM. La valeur
moyenne de ρC et l’écart-type, représenté par les barres d’erreur, sont présentés sur la
figure 61 pour chaque condition de recuit.
Résistance spécifique de contact (.cm²)
10-3
10-4
10-5
10-6
10-7
nr
No
uit
ec
C
0°
95
n
mi
-1
2)
(N
°C
50
10
n(
mi
-1
)
N2
°C
50
11
n
mi
-1
2)
(N
Figure 61 : Influence de la température de recuit sur la résistance spécifique
de contact pour des contacts en Ni sur 3C-SiC fortement dopé.
122
Sur cette figure, les contacts non recuits montrent déjà une très faible résistance spécifique de
contact évaluée à 3x10-5 .cm2. La plus faible valeur de 1,2x10-5 .cm2 est obtenue pour les
contacts recuits à 1050 °C pendant 1 minute sous atmosphère d’azote [4]. Pour le recuit à plus
haute température (1150 °C), la valeur de la résistance spécifique augmente. Ceci est
probablement dû à la dégradation des contacts observée à cette température. Une image de la
surface du contact sera présentée dans le paragraphe 2-3.
L’étude a été renouvelée avec le même type de substrat mais cette fois à Tours sur la
plateforme CERTeM. Le masque utilisé est celui présenté dans le chapitre 2 ; il comporte les
motifs c-TLM ainsi que les motifs linéaires 160x200 µm2 et 100x300 µm2. Aucune isolation
n’a été réalisée autour des TLM linéaires. Le nickel n’est, cette fois, plus déposé par
évaporation mais par pulvérisation cathodique selon les conditions énoncées dans le
paragraphe 1-2-2. Afin d’éliminer une éventuelle couche d’oxyde à la surface du 3C-SiC, un
décapage ionique à l’argon, à une pression de 15 mtorr pendant 1 minute à 100 W, a été
effectué sur les échantillons avant chaque dépôt. Le four de recuit utilisé est identique à celui
utilisé au CRHEA. La résistance spécifique de contact a été mesurée, dans un premier temps
avec les contacts 160x200 µm2, pour des contacts en Ni recuits à 950 °C, 1000 °C et 1050 °C
sous atmosphère d’argon. Les résultats de la résistance spécifique en fonction du traitement
thermique réalisé sur les contacts sont présentés sur la figure 62.
10-2
10-3
10-4
10-5
10-6
ec
nr
no
uit
C
0°
95
n(
mi
-1
)
Ar
°C
00
10
mi
-1
n(
)
Ar
°C
50
10
mi
-1
n(
Ar
)
Figure 62 : Influence de la température de recuit sur la résistance spécifique de
contact pour des contacts en Ni sur 3C-SiC fortement dopé.
Les contacts non recuits présentent une résistance spécifique de 1,5x10-4 .cm2. Le recuit des
contacts permet de diminuer la résistance spécifique autour de 8x10-5 .cm2 quelle que soit la
123
température de recuit. Ces valeurs sont 6 à 7 fois supérieures à celles obtenues dans les
mêmes conditions, au CRHEA. Lors du recuit de ces contacts, nous avons utilisé de l’argon à
la place de l’azote. L’utilisation d’argon est justifiée par le fait que l’azote industriel arrivant
dans le four a parfois montré de mauvais résultats, à priori en raison de son taux d’humidité
mal contrôlé sur la ligne. Une comparaison a, cependant, été effectuée entre les recuits
réalisés sous argon et un recuit sous azote qui a donné des contacts mesurables. L’échantillon
recuit à 1000 °C sous atmosphère d’azote présente le même ordre de grandeur de résistance
spécifique de contact (1,1x10-4 .cm2) que l’échantillon recuit à la même température sous
argon (8,5x10-5 .cm2). L’utilisation de l’argon à la place de l’azote n’est donc pas
responsable de l’augmentation de la résistance spécifique de contact.
Nous avons effectué une mesure SIMS de la concentration en azote afin de vérifier le niveau
de dopage entre les deux couches utilisées pour l’étude des contacts en Ni au CRHEA et au
CERTeM. La figure 63 montre que les deux profils sont quasi superposés, le dopage n’est
donc pas, lui non plus, responsable de la dégradation des valeurs de résistance spécifique de
contact.
1021
-3
Profil N couche utilisée au CRHEA pour les contacts
Profil N couche utilisée au CERTeM pour les contacts
1020
1019
1018
0
1
2
3
4
5
6
7
Profondeur (µm)
Figure 63 : Profils SIMS de la concentration en azote dans les couches de
3C-SiC utilisées pour la réalisation de contacts en Ni.
Initialement, le dépôt du nickel a été réalisé par évaporation au CRHEA et par pulvérisation
au CERTeM. Afin de vérifier l’influence du mode de dépôt du nickel, nous avons réalisé par
évaporation de nickel les contacts de 160x200 µm2. Nous avons obtenu une résistance
spécifique du même ordre de grandeur pour les deux types de dépôt. Le nickel, issu des deux
méthodes de dépôt, n’est donc pas non plus responsable de l’augmentation de la résistance
spécifique de contact.
124
La dernière manipulation a été de réaliser les motifs du masque CRHEA sur du nickel déposé
par pulvérisation après un nettoyage standard et un décapage ionique. Rappelons que les
motifs du masque CRHEA sont de petite taille (60x130 µm2). Le nickel a ensuite été recuit à
950 °C, 1000 °C et 1050 °C pendant 1 minute sous atmosphère d’argon. Les résultats de la
résistance spécifique de contact obtenus sont présentés sur la figure 64. Ils sont comparés à
ceux obtenus avec les motifs de plus grande taille (160x200 µm2) de notre masque.
10-2
160x200 µm2
60x130 µm2
10-3
10-4
10-5
10-6
no
ec
nr
uit
0
95
°C
-1
mi
)
Ar
n(
10
00
°C
-1
Ar
n(
mi
)
10
°C
50
m
-1
in
r)
(A
Figure 64 : Influence de la taille des motifs et de la température de recuit sur la résistance
spécifique de contact pour des contacts en Ni sur 3C-SiC fortement dopé.
Les valeurs de résistance spécifique de contact obtenues avec les motifs du masque CRHEA
sont situées autour de 2x10-5 .cm2. Nous retrouvons donc les valeurs obtenues lors des
premières expériences réalisées au CRHEA. Ce résultat est étonnant puisque dans les calculs
présentés dans le chapitre 2, la résistance spécifique de contact ρC est obtenue en considérant
la taille des contacts ou encore la surface du contact dans laquelle passe le courant. En effet,
pour les motifs 60x130 µm2, ρC est calculée en multipliant la résistance de contact par la
surface du contact. Pour les contacts 160x200 µm2, ρC est calculée en multipliant la résistance
de contact par la longueur de transfert et par la longueur du contact.
Nous avons complété l’étude par la mesure des résistances avec les plots de taille
100x300 µm2 ainsi que les c-TLM. La figure 65 fait la synthèse des résultats de résistance
spécifique de contact pour les différentes tailles de plots TLM linéaires ainsi que des c-TLM.
125
10-2
160x200µm²
100x300µm²
60x130µm²
c-TLM
10-3
10-4
10-5
10-6
C
0°
95
n
mi
-1
r)
(A
°C
00
10
n(
mi
-1
)
Ar
°C
50
10
mi
-1
n(
)
Ar
Figure 65 : Variations de la résistance spécifique de contact, évaluée à l’aide des différentes
tailles de motifs TLM linéaires et des motifs c-TLM, en fonction de la température de recuit
pour des contacts en Ni sur 3C-SiC fortement dopé.
La résistance spécifique de contact évaluée avec les plots 100x300 µm2 est peu différente de
celle obtenue avec les plots 160x200 µm2. La résistance spécifique de contact est d’environ
7x10-5 .cm2 quelle que soit la température de recuit des contacts. On constate, néanmoins,
que les valeurs ont tendance à être légèrement inférieures avec les plots 100x300 µm2. De
plus, on note une variation importante de ρC avec les plots 60x130 µm2. La valeur de ρC
obtenue avec ces plots est d’environ 2x10-5 .cm2. De ces résultats, nous constatons que la
résistance spécifique de contact dépend de la taille des plots dans le cas où les contacts ne
sont pas isolés.
Sur la figure 65, sont également présentés les résultats des TLM circulaires. La résistance
spécifique de contact la plus faible évaluée à 1,5x10-5 .cm2 est obtenue pour les contacts
recuits à 1050 °C pendant 1 minute sous argon. Pour les contacts recuits à 950 °C et à
1000 °C, ρC est légèrement supérieure. Ces résultats sont du même ordre de grandeur que les
résultats obtenus avec les plots 60x130 µm2.
Pour comprendre ces différences, nous avons simulé les différentes structures. Les résultats
sont présentés dans le paragraphe suivant.
2-2 Simulation des structures TLM sous Sentaurus
A l’aide de Sentaurus (logiciel de simulation de composants semiconducteurs par éléments
finis) [7] et de l’outil R3D calculation, nous avons simulé en trois dimensions les différentes
structures TLM utilisées. L’outil R3D a été développé au sein de STMicroelectronics Tours
126
avec les outils de calculs SNMESH et SDEVICE. L’avantage de cet outil est que l’on peut
importer directement les schémas dessinés avec le logiciel Cadence. Les équations de
continuité et de Poisson sont résolues à chaque nœud du maillage [8]. Le remaillage lors
d’une nouvelle itération est fait automatiquement en fonction du résultat précédent. Deux
types de substrats de silicium ont été définis pour la simulation, l’un correspondant à nos
substrats et le second à un substrat plus résistif. De plus, la couche de SiC empilée sur le
substrat de silicium correspond à du 4H-SiC. En effet, même si ce polytype est différent du
3C-SiC (largeur de bande interdite, mobilité des porteurs…), ces matériaux ont des propriétés
suffisamment proches en comparaison de celles du silicium. Nous avons donc utilisé le fichier
de données concernant le 4H-SiC fourni avec le logiciel de simulation. Les contacts
métalliques sont considérés parfaits. La mesure TLM consiste à mesurer la résistance entre les
plots deux à deux. Les simulations n’ont pas été réalisées pour les huit plots, mais seulement
pour les plots distants, deux à deux, de 10 µm et de 200 µm. Il s’agit donc des deux plots
situés en début et en fin de motif TLM. Un potentiel de 1 V est appliqué sur l’un des deux
contacts et le second est mis au potentiel zéro.
Ainsi, les paragraphes ci-dessous présentent la répartition de la densité de courant entre deux
contacts TLM réalisés sur l’empilement SiC/silicium. L’étude est donc qualitative pour nous
permettre de visualiser la répartition du courant dans les couches selon les différents
paramètres que sont la taille du motif TLM utilisé, l’isolation des contacts et le type de
substrat utilisé.
2-2-1 Structures étudiées
Trois structures TLM linéaires sont utilisées dans la suite pour étudier la résistance spécifique
de contact sur SiC. A l’aide du logiciel Cadence et de R3D Calculation, nous avons modélisé
ces trois structures.
60x130 µm2
100x300 µm2
Figure 66 : Structures TLM importées dans R3D calculation.
127
160x200 µm2
Sur la figure 66, les trois structures ℓ-TLM vues dans le chapitre précédent sont présentées.
Pour chaque structure, les distances entre les plots sont les mêmes, elles sont comprises entre
10 et 200 µm. Seule la taille des plots varie d’une structure à l’autre : 60x130 µm2,
100x300 µm2 et 160x200 µm2.
Tableau 12 : Paramètres de géométrie et dopage utilisés pour les simulations.
Structures TLM
60x130 µm2
100x300 µm2
160x200 µm2
Epaisseur SiC
6 µm
6 µm
6 µm
Dopage SiC
1x1019 cm-3
1x1019 cm-3
1x1019 cm-3
Epaisseur Si
300 µm
300 µm
300 µm
Dopage Si
4x1018 cm-3
1x1015 cm-3
4x1018 cm-3
1x1015 cm-3
4x1018 cm-3
1x1015 cm-3
On retrouve, dans le tableau 12, les trois structures ainsi que les paramètres associés pour la
simulation. La couche de SiC est fixée à 6 µm avec un dopage de type n constant à
1x1019 cm-3. Le substrat de silicium a une épaisseur de 300 µm et deux dopages de type n
différents. Le premier, dopé à 4x1018 cm-3, correspond aux substrats utilisés dans cette thèse.
Le second, plus résistif, a un dopage de 1x1015 cm-3. La couche de SiC et le substrat de Si ont
volontairement été étudiés sur une zone de 400 µm de part et d’autre des contacts afin de
simuler l’absence d’isolation. Puis, les différentes structures ont été simulées avec une
isolation située à 50 µm ou à 5 µm des contacts.
Nous allons présenter, dans un premier temps, les résultats obtenus sur les structures non
isolées qui correspondent à la majeure partie de nos études TLM. Ensuite, les études menées
sur les contacts isolés seront présentées.
2-2-2 Structures TLM non isolées
a- Substrat de Si dopé à 4x1018 cm-3
Les images de la figure 67 montrent la répartition de la densité de courant entre les deux plots
distants de 10 µm. L’échelle choisie, et toujours employée dans la suite, correspond à la
gamme de densité allant de 2x103 à 2x105 A.cm-2. Les vues en coupes sont réalisées selon le
trait en pointillés présent sur les figure 67-a, b et c.
128
(a)
(b)
(c)
SiC
Si
(d)
(e)
(f)
Figure 67 : Répartition de la densité de courant entre les deux plots distants de 10 µm.
La vue en surface du SiC et la vue en coupe sont représentées pour les plots (a) et (d)
de 60x130 µm2, (b) et (e) de 100x300 µm2 et (c) et (f) de 160x200 µm2.
Sur la figure 67-a, on observe que l’essentiel du courant est réparti entre les deux contacts
mais également sous les contacts. Des lignes de courant de plus faible intensité forment une
auréole autour des deux contacts. Les plots de plus grande dimension montrent également une
forte densité de courant entre les contacts, cependant, la densité est moins importante sous les
plots eux-mêmes (cf. Figure 67-b et c). De la même manière que pour les petits plots, un
courant de plus faible densité se répartit autour des plots. L’anneau de courant observé
augmente donc avec la taille des contacts. La vue en coupe de la figure 67-d montre, en plus
de la forte densité qui passe entre les deux plots, que le courant se propage dans le substrat de
silicium. Pour l’échelle de densité de courant observée, ce courant se répartit sur quelques
dizaines de microns. Pour les plots de plus grande taille, le courant est moins concentré entre
les deux contacts et s’étale dans le substrat de silicium (cf. Figure 67-e et f). Sous les contacts
de 100x300 µm2, la densité de courant est étendue sur une grande partie de l’épaisseur du Si,
soit 300 µm, comme l’indique la figure 67-e. La figure 67-f montre que la tendance est encore
plus accentuée pour les contacts de 160x200 µm2 compte tenu de la largeur de plots plus
importante.
Les images de la figure 68 montrent la répartition de la densité de courant entre les deux plots
distants de 200 µm. On constate sur la figure 68-a que la densité de courant est importante
essentiellement sous les deux plots. Le courant entre les plots est moins dense et semble
129
uniforme. Pour les plots de plus grande taille, le courant est plus homogène et est réparti sur
une surface plus grande que pour les petits contacts (cf. Figure 68-b et c). La vue en coupe des
figure 68-d, e et f montre que le courant est très dispersé dans la couche de silicium. Plus les
plots et l’écartement entre les plots sont grands, plus la propagation dans le substrat est
importante.
(a)
(b)
(c)
(d)
(e)
(f)
Figure 68 : Répartition de la densité de courant entre les deux plots distants de 200 µm.
La vue en surface du SiC et la vue en coupe sont représentées pour les plots (a) et (d)
60x130 µm2, (b) et (e) 100x300 µm2 et (c) et (f) 160x200 µm2.
De ces premiers résultats de simulation, nous avons constaté une différence non négligeable
dans la répartition du courant selon la taille des motifs. De plus, l’absence d’isolation pour ces
structures laisse au courant la possibilité de se propager dans le volume du SiC. La faible
résistivité du substrat de silicium autorise également au courant une grande dispersion. Dans
le paragraphe suivant, les résultats des simulations pour les mêmes structures TLM sont
présentées dans le cas où le substrat de silicium possède une résistivité plus importante.
b- Substrat de Si dopé à 1x1015 cm-3
Sur la figure 69, la répartition de la densité de courant entre les deux plots TLM distants de 10
et de 200 µm est représentée pour chaque structure TLM.
130
(a)
(b)
(c)
(d)
(e)
(f)
Figure 69 : Répartition de la densité de courant entre les deux plots distants de 10 et 200 µm
pour les plots (a) et (d) 60x130 µm2, (b) et (e) 100x300 µm2 et (c) et (f) 160x200 µm2.
Contrairement au cas précédent, le courant s’étale fortement dans la couche de SiC quel que
soit l’espacement entre les contacts. En effet, la résistivité plus importante du Si sous-jacent
empêche la propagation du courant en son sein comme le montre la figure 70.
Figure 70 : Répartition de la densité de courant entre deux plots de
taille 100x300 µm2 distants de 10 µm.
Sur cette vue en coupe, réalisée selon les pointillés de la figure 69-b, on constate que la
densité de courant est concentrée dans la couche de SiC entre les deux plots et qu’elle ne
s’étend pas dans le substrat de Si.
En revanche, l’absence d’isolation autour des plots permet une propagation latérale du courant
dans le SiC. On remarque que pour les contacts distants de 10 µm sur les figure 69-a, b et c, le
131
courant a une forte densité dans la zone située entre les deux contacts. Pour cet espacement et
pour les plots de 60x130 µm2, un courant de plus faible densité est réparti sous les contacts
uniformément, contrairement à une répartition du courant sur les bords des contacts pour les
plots plus grands (cf. Figure 69-b et c). Cette répartition du courant sur les bords est constatée
pour les trois tailles de plots dans le cas où l’espacement est de 200 µm.
Pour ces structures non isolées, on a vu que, pour un faible espacement entre les plots, la
densité de courant est importante entre ces plots. Dans le cas des plots séparés de 200 µm, la
densité de courant entre les plots est plus faible compte tenu de la plus grande distance. Pour
les deux distances simulées, on observe une répartition d’un courant plus faible autour des
contacts. Lorsque le substrat est conducteur, le courant a tendance à se propager dans le
silicium. Dans ce cas, plus les plots sont grands et plus la propagation du courant s’étend dans
le substrat. Dans le cas où le substrat est résistif, le courant se propage latéralement et
uniquement dans la couche de SiC.
L’étude de la résistance de contacts réalisés sur SiC déposé sur un substrat faiblement résistif
n’est donc pas rigoureuse puisque le courant se propage dans le substrat. La réalisation de
contacts non isolés sur un substrat résistif ne semble pas non plus appropriée en raison de
l’importante propagation latérale du courant dans le SiC. La valeur de ρC, obtenue avec ces
deux types de structures, sera donc certainement surévaluée.
Dans le paragraphe suivant, la densité de courant pour des structures isolées est présentée.
2-2-3 Structures TLM isolées
a- Substrat de Si dopé à 4x1018 cm-3
Les structures dessinées sur le masque comportent une isolation située à 50 µm du bord des
contacts. Les résultats des simulations de la densité de courant pour les structures de
100x300 µm2 sont présentés sur la figure 71. Ceux obtenus avec les deux autres structures ne
sont pas présentés car ils sont très similaires à ceux obtenus avec les plots 100x300 µm2.
(a)
(b)
Figure 71 : Répartition de la densité de courant entre les deux plots distants de (a) 10 µm
et (b) 200 µm pour les motifs de 100x300 µm2 isolés à 50 µm.
132
La répartition du courant observée sur ces figures est très similaire à celle observée dans le
cas des TLM non isolés. Une forte densité de courant est présente entre les plots espacés de
10 µm. Le courant est réparti plus uniformément entre les plots distants de 200 µm. Le
comportement du courant dans le substrat conducteur est le même que précédemment, à
savoir une propagation sur toute l’épaisseur du silicium situé sous les contacts.
Pour une isolation située à 5 µm, on observe les résultats présentés sur la figure 72. Les trois
tailles de plots ont été simulées et en raison de résultats similaires, nous présentons
uniquement les résultats obtenus avec les plots 100x300 µm2.
(a)
(b)
(b) 200 µm pour les motifs de taille 100x300 µm2 isolés à 5 µm.
L’isolation située à 5 µm des bords des contacts modifie sensiblement la distribution du
courant, principalement en surface. La densité de courant est très importante entre les plots
espacés de 10 µm. Une répartition homogène de la densité de courant a lieu entre les plots
distants de 200 µm. Dans le substrat de silicium, le courant est, comme précédemment, moins
étendu pour les contacts distants de 10 µm (cf. Figure 72-a) que pour les contacts distants de
200 µm (cf. Figure 72-b).
Ces résultats montrent que malgré l’isolation latérale, une partie du courant se propage dans le
silicium. Un substrat trop conducteur n’est donc pas adapté pour mesurer la résistance de
contact avec le SiC.
Dans le paragraphe suivant, nous allons regarder l’impact de l’utilisation d’un substrat résistif
pour des structures isolées.
b- Substrat de Si dopé à 1x1015 cm-3
La figure 73 montre les résultats des simulations de la densité de courant pour les motifs de
100x300 µm2 isolés à 50 µm du bord et réalisés sur SiC dopé à 1x1019 cm-3 avec pour substrat
du Si dopé à 1x1015 cm-3.
133
(a)
(b)
Figure 73 : Répartition de la densité de courant entre les deux plots distants de (a) 10 µm
et (b) 200 µm pour les motifs de 100x300 µm2 isolés à 50 µm.
On peut voir que le courant s’étend uniquement dans la couche de SiC située entre les
contacts. Pour les contacts distants de 10 µm, le courant sort de la zone inter-contacts et
s’étend sur les côtés des contacts. Dans le cas des plots distants de 200 µm, le courant est
réparti uniformément entre les deux contacts. Il s’étend sur les flancs des contacts de manière
moins importante que pour les plots espacés de 10 µm.
Enfin, nous nous sommes intéressés aux trois structures avec une isolation réalisée à 5 µm du
bord des contacts. Les résultats des plots de taille 100x300 µm2 sont présentés sur la
figure 74.
(a)
(b)
(b) 200 µm pour les motifs de 100x300 µm2 isolés à 5 µm.
Pour ce dernier cas, nous observons une répartition uniforme de la densité de courant dans les
zones inter-contacts. Il s’agit du cas idéal prévu par la théorie [9]. Cette isolation située à
5 µm a été intégrée dans l’un des derniers masques réalisés au laboratoire. La contrainte
technologique reste assez importante pour ce type de motif du fait de la précision
d’alignement des différents niveaux de masque et, également, de la surgravure du SiC, qui ne
doit pas excéder 3 µm. La structure la plus simple, évitant ainsi plusieurs niveaux de masque
et par là même les contraintes associées à la gravure et à l’alignement, reste celle des TLM
134
circulaires. Le paragraphe suivant montre succinctement la répartition de la densité de courant
dans une structure circulaire.
2-2-4 Etude des motifs TLM circulaires
La structure dessinée sur le masque a directement été importée de Cadence vers R3D. Nous
avons, de la même manière que précédemment, simulé des contacts déposés sur du SiC
fortement dopé à 1x1019 cm-3. Le substrat de Si présente un dopage de type n à 4x1018 cm-3
qui correspond aux substrats utilisés et un dopage plus faible à 1x1015 cm-3. Les résultats pour
ces deux types de substrats sont présentés sur la figure 75.
(a)
(b)
Figure 75 : Répartition de la densité de courant entre les deux plots distants de 48 µm lorsque le
SiC est dopé à 1x1019 cm-3 et le substrat de Si à (a) 4x1018 cm-3 et (b) 1x1015 cm-3.
On peut observer sur la figure 75-a que le courant se répartit autour du contact central et plus
densément sous le contact sur lequel est appliqué le potentiel. Si l’on effectue une vue en
coupe (non présentée ici), on peut voir que le courant est distribué selon une demi-sphère sur
l’épaisseur du Si lorsqu’il est conducteur. Au contraire, lorsque le substrat est résistif, le
courant est concentré dans l’anneau séparant le plan de masse du contact comme le montre la
figure 75-b. Cette structure évite donc au courant de se disperser à la fois latéralement dans le
SiC et dans le substrat.
2-2-5 Conclusion sur les simulations
Nous avons vu, avec les différentes structures simulées, que la résistivité du substrat de Si
joue un rôle très important sur la répartition du courant entre les contacts. Ceci induit une
dépendance de la méthode TLM à la taille des contacts qui n’est pas prise en compte dans la
théorie. La théorie qui permet d’extraire la résistance spécifique de contact n’est donc valable
que lorsque le substrat est faiblement dopé et que les TLM linéaires sont isolés à une distance
de 5 µm. Il en est de même pour les structures circulaires qui seront à réaliser sur un substrat
résistif.
135
De ces simulations, nous avons vu, dans le cas des TLM linéaires non isolés réalisés sur une
couche de 3C-SiC fortement dopé et un substrat de Si dopé à 4x1018 cm-3, que le courant se
répartit dans le SiC mais également dans le Si. Plus les contacts sont grands et plus la zone
dans laquelle passe le courant est grande. Or, nous avons vu dans le chapitre 2 que le 3C-SiC
présente des défauts. L’interface 3C-SiC/Si est également composée de nombreux défauts.
Nous pouvons donc supposer que plus le volume dans lequel passe le courant est important,
plus la densité de défauts rencontrés est importante. La résistance induite par ces défauts est
donc plus grande. La résistance mesurée à partir des grands plots est donc plus élevée que
pour les petits plots et donc les valeurs de ρC obtenues à partir de ces motifs sont majorées.
L’extraction de ρC avec des TLM linéaires non isolés n’est donc pas rigoureuse et encore
moins sur un substrat peu résistif. La réalisation de motifs isolés sur un substrat résistif nous
permettrait d’atteindre une valeur plus proche de la réalité de la résistance spécifique de
contact. Cependant, le masque CRHEA ne présente pas de motifs c-TLM et l’impossibilité de
graver le SiC au moment des expériences nous ont obligés à exploiter les résultats des ℓ-TLM
non isolés.
Dans la suite, les résultats obtenus à partir des structures, à la fois, linéaires et circulaires
seront présentés, même si nous sommes bien conscients maintenant des erreurs systématiques
induites par la mesure telle que nous l’effectuons et qui nous amène à surestimer la valeur de
ρC. De plus, à notre connaissance, peu d’études de contacts en nickel ont été réalisés sur
3C-SiC fortement dopé. Malgré l’utilisation de motifs non idéaux, les résultats de résistance
spécifique que nous avons obtenus avec ces contacts sont du même ordre de grandeur que les
résultats obtenus avec d’autres types de métallisation (cf. Tableau 3 du chapitre 1).
Cependant, le manque d’informations fournies dans les publications, sur le type de substrat
utilisé sous les couches de 3C-SiC, rend difficile la comparaison des résultats. L’une des
perspectives à l’issue de ce travail de thèse sera de réaliser ces contacts sur un substrat de Si
résistif. Nous espérons ainsi diminuer la résistance spécifique de contact.
Après avoir vu les propriétés électriques des contacts en nickel, le paragraphe suivant est
consacré à leur caractérisation physique.
2-3 Caractérisation physique des contacts en nickel
Nous avons réalisé des images au microscope électronique à balayage (MEB) sur les contacts
réalisés au CRHEA avant et après les différents recuits des contacts. Ces images sont
exposées sur la figure 76.
136
Ni
3C-SiC
(a) Non recuit
(b) 950 °C – 1 min (N2)
3C-SiC
(c) 1050 °C – 1 min (N2)
(d) 1150 °C – 1 min (N2)
Figure 76 : Images MEB (x20000) des contacts en Ni (a) non recuits et recuits 1 min
sous N2 à (b) 950 °C, (c) 1050 °C et (d) 1150 °C réalisés au CRHEA.
Les images MEB présentées montrent que la surface des contacts évolue différemment selon
la température de recuit. Le recuit à 950 °C produit une surface très rugueuse comme le
montre la figure 76-b. Cette rugosité est atténuée après recuit à 1050 °C (cf. Figure 76-c). A
1150 °C, les contacts sont détériorés principalement sur les bords. Le 3C-SiC apparaît dans
des zones où le nickel aurait dû être présent (cf. Figure 76-d). De plus, les différents
contrastes de couleurs observés montrent qu’il y a eu formation de différentes phases lors des
recuits.
Nous avons également regardé au MEB l’état de surface des contacts réalisés au CERTeM
dans la gamme de recuit 950 °C – 1050 °C sous argon. Ces contacts présentent tous une
surface rugueuse composée de gros grains comme le montrent les images de la figure 77.
137
Ni
3C-SiC
(a) Non recuit
(b) 950 °C – 1 min (Ar)
(c) 1000 °C – 1 min (Ar)
(d) 1050 °C – 1 min (Ar)
Figure 77 : Images MEB (x8000) des contacts en Ni (a) non recuits et recuits 1 min
sous argon à (b) 950 °C, (c) 1000 °C et (d) 1050 °C réalisés au CERTeM.
La rugosité RMS des contacts a été déterminée à l’AFM. La rugosité des contacts non recuits
a été évaluée à 0,72 nm sur une surface de 20x20 µm2. La rugosité des contacts non recuits est
proche de celle de la surface du 3C-SiC évaluée à 0,76 nm. En revanche, après recuit des
contacts à 1000 °C pendant 1 minute sous argon, elle a été évaluée à 31,1 nm. La rugosité est
donc bien plus élevée après le recuit des contacts.
De plus, les contacts recuits à 950 °C et à 1050 °C ont une morphologie un peu différente
selon qu’ils ont été réalisés au CRHEA ou au CERTeM. Ces différences peuvent être
attribuées à l’utilisation de deux techniques de dépôt du métal différentes que sont
respectivement l’évaporation et la pulvérisation cathodique. Cependant, même si il existe une
différence de morphologie des contacts, nous avons vu que les résistances de contact obtenues
sont similaires lorsque la même structure TLM est utilisée.
A l’aide d’un profilomètre mécanique Dektak, nous avons réalisé le profil des contacts non
recuits et comparé ce profil à celui des contacts recuits à 1000 °C pendant 1 minute sous
138
argon. Les deux profils superposés sont représentés sur la figure 78. Les contacts non recuits
présentent l’épaisseur attendue de 100 nm alors que les contacts recuits présentent une
épaisseur deux fois plus importante. De plus, on observe une rugosité très importante sur les
contacts recuits qui n’est pas présente sur les contacts non recuits.
400
Contacts en Ni non recuits
Contacts en Ni recuits à 1000°C - 1min (Ar)
Epaisseur (nm)
300
200
100
0
-100
0
100
200
300
400
500
Longueur scannée (µm)
Figure 78 : Profil d’épaisseur des contacts en Ni avant et après recuit à
1000 °C pendant 1 minute sous argon le long d’un motif TLM.
L’augmentation d’épaisseur des contacts après recuit peut s’expliquer par des vides formés
appelés vides de Kirkendall. L’effet Kirkendall intervient entre deux éléments A et B
juxtaposés : il correspond à la diffusion plus importante d’un des éléments et entraîne un
déplacement de matière plus conséquent vers l’un des côtés de l’interface. Le réseau qui perd
le plus d’atomes (A par exemple) devient alors lacunaire car les atomes de l’autre élément (B)
n’ont pas eu le temps de venir occuper les sites du réseau A. Dans les contacts en Ni sur SiC,
on observe alors la présence de vides de Kirkendall après un recuit à haute température. Cet
effet est cité à plusieurs reprises dans la littérature [5][10][11]. Le nickel réagit avec le Si du
SiC pour former un siliciure, en général Ni2Si, et diffuse dans le SiC laissant des trous qui
induisent une épaisseur de contact plus importante. D’après le diagramme ternaire des phases
de Ni-Si-C, à des températures supérieures à 850 °C [10][12], il n’existe pas de phases entre
Ni et C. Il a été montré que le carbone se retrouve sur les parois des trous [11] ou migre à la
surface des contacts [13]. L’étude des contacts avant et après recuit à 1000 °C pendant
1 minute sous argon par diffraction des rayons X a donc été réalisée afin de voir si des phases
cristallines entre le nickel et le silicium ont été formées. Les résultats sont présentés sur la
figure 79.
139
106
Si (400)
Ni non recuit
Ni recuit 1000°C 1min (Ar)
Intensité (u.a.)
105
3C-SiC (200)
104
103
Ni2Si (420)
Ni (111)
artefact
Ni2Si (203)
102
Ni2Si (002)
101
100
30
40
50
60
70
80
2(degré)
Figure 79 : Diagramme de diffraction θ-2θ des contacts en nickel avant et
après recuit à 1000°C pendant 1minute sous argon déposés sur 3C-SiC/Si.
Le diagramme de diffraction de la figure 79 montre qu’avant recuit, le nickel déposé est
orienté préférentiellement selon la direction (111) mais la faible intensité du pic montre que
peu de cristaux sont orientés selon cette direction. Après recuit, en plus du Ni (111), on
observe trois pics correspondant à des cristaux de Ni2Si orientés selon les directions (203)
(002) et (420). Le recuit a donc contribué à former des phases entre le silicium et le nickel. A
l’aide d’une coupe FIB d’un contact en nickel recuit à 1000 °C, nous allons vérifier si la
formation de ces phases a entraîné la création des vides de Kirkendall comme envisagé
précédemment.
Pt
vue MEB
Contact
en Ni
3C-SiC
Figure 80 : Schéma de principe de la coupe FIB réalisée.
Le FIB permet de creuser à la fois le contact en nickel et la couche de 3C-SiC sur plusieurs
microns. Le schéma de la figure 80 montre le principe de la coupe FIB réalisée. Une couche
140
de platine est d’abord déposée de façon localisée afin de protéger la surface du contact et du
3C-SiC. Après avoir creusé suffisamment profondément pour l’observation que l’on souhaite
effectuer, le MEB disposé dans la chambre du FIB, permet de faire une observation de la
coupe réalisée.
Les images MEB de la coupe FIB réalisée sur les contacts en Ni sont présentées sur la
figure 81.
Pt de protection
Surface du
contact Ni
Pt de protection
418.8nm
177.7nm
349.0nm
Ni
Ni
3C-SiC
3C-SiC
(a)
(b)
Figure 81 : Images MEB de coupes FIB d’un contact en nickel recuit à
1000 °C pendant 1 minute sous argon (a) x35000 et (b) x100000.
La figure 81-a montre à la fois la surface du contact en nickel en arrière plan, le platine de
protection, la tranche du contact en nickel et enfin le 3C-SiC. En arrière plan, on retrouve
l’état de surface rugueux du contact en Ni. Sous le platine, on remarque que le contact a
diffusé dans le 3C-SiC car on l’observe en-deçà de la ligne d’interface initiale et on constate
également la présence de trous. La figure 81-b montre le platine de protection, le contact en
nickel et le 3C-SiC. La métallisation n’est pas uniforme, elle est ondulée et son épaisseur peut
aller jusqu’à environ 420 nm. On observe des taches plus sombres au sein de la métallisation.
Ces taches correspondent clairement, lors de l’observation, à des trous.
Des études précédentes ont montré que la présence de ces trous entraîne une défaillance des
contacts à long terme [5][11]. L’adjonction d’un ou de plusieurs métaux au nickel, qui
pourront réagir avec le carbone sans altérer les bonnes performances électriques des contacts,
est alors nécessaire. L’association du tungstène et du titane au nickel a montré une diminution
de la rugosité de la surface des contacts et de la densité de trous de Kirkendall. Ceci est dû à la
141
création de phases de carbure de tungstène et de carbure de titane. Ces contacts assurent alors
une meilleure stabilité électrique dans le temps [10].
La disponibilité d’une cible de titane en plus de la cible de nickel dans le bâti de pulvérisation
nous a permis d’expérimenter l’empilement titane-nickel pour la réalisation de contacts
ohmiques. Cette étude fait l’objet du paragraphe suivant.
2-4 Contacts en titane-nickel
2-4-1 Influence de la température de recuit sur la résistance spécifique de
contact
L’étude de la résistance spécifique de contact en fonction de la température de recuit des
contacts a été réalisée de la même manière que pour les contacts en nickel. Les échantillons
utilisés ont un niveau de dopage élevé (> 1019 cm-3). Après un nettoyage RCA complet puis
un décapage ionique à l’argon, 25 nm de Ti et 100 nm de Ni ont été déposés par pulvérisation
cathodique. Les échantillons ont alors été recuits à 950 °C, 1000 °C et 1050 °C pendant
1 minute sous argon dans le four RTA. Les mesures I(V) réalisées ont montré des
caractéristiques linéaires, typiques de contacts ohmiques (non présentées ici). La résistance
totale est mesurée à partir des TLM linéaires non isolés de dimension 160x200 µm2. La
résistance spécifique de contact moyenne, calculée pour chaque échantillon, est présentée sur
la figure 82. L’écart-type est également mentionné pour chaque point par les barres d’erreur.
10-2
10-3
10-4
10-5
10-6
uit
ec
nr
no
C
0°
95
n
mi
-1
r)
(A
°C
00
10
Ar
n(
mi
1
-
)
°C
50
10
n
mi
-1
(A
r)
Figure 82 : Influence de la température de recuit sur la résistance spécifique de contact
pour des contacts en Ti-Ni sur 3C-SiC fortement dopé.
142
La résistance spécifique de contact la plus faible (6,6x10-5 .cm2) est obtenue pour les
contacts non recuits. Nous ne pouvons retenir ce type de contact car lorsque le contact
ohmique sera intégré à un dispositif électronique, ce dernier va subir des variations de
température dues au fonctionnement. Ces variations pourraient ainsi modifier les propriétés
électriques des contacts. Les contacts recuits présentent une résistance spécifique autour de
10-4 .cm2 avec une valeur minimum de 1x10-4 .cm2 pour les contacts recuits à 1000 °C.
Rappelons que ces valeurs ont été obtenues à partir de plots TLM de 160x200 µm2 non isolés.
De plus, le substrat situé sous la couche de 3C-SiC est faiblement résistif. Ceci implique une
majoration des valeurs de ρC.
La figure 83 résume les résultats de résistance spécifique de contact, à la fois pour les contacts
en nickel et les contacts en titane-nickel, sous forme d’histogramme.
10-2
Ni
Ti-Ni
10-3
10-4
10-5
10-6
nr
no
uit
ec
C
0°
95
)
Ar
n(
mi
1
-
°C
00
10
n(
mi
-1
)
Ar
°C
50
10
n(
mi
-1
)
Ar
Figure 83 : Influence de la température de recuit sur la résistance spécifique de contact
pour des contacts en Ni et des contacts en Ti-Ni sur 3C-SiC fortement dopé.
Les résultats obtenus pour les contacts en Ni et en Ti-Ni sont très proches. L’ajout d’une fine
couche de titane n’induit pas de différence notable dans les performances électriques des
contacts. Ces résultats, tous très proches, offrent tout de même une large fenêtre de procédé
pour la réalisation de contacts ohmiques. Parmi les questions que l’on peut légitimement se
poser sur les contacts ohmiques, apparaît la question du nettoyage avant le dépôt du métal.
Avant d’effectuer une caractérisation physique de ces contacts, nous allons donc regarder
l’influence du nettoyage du 3C-SiC réalisé, avant dépôt de la métallisation, sur la résistance
spécifique de contact du Ti-Ni.
143
2-4-2 Influence du nettoyage sur la résistance spécifique de contact
En parallèle de l’étude précédente sur les contacts en Ti-Ni, nous avons évalué trois
nettoyages différents réalisés sur des échantillons de 3C-SiC fortement dopé avant dépôt de la
métallisation. Les différents nettoyages sont présentés dans le tableau 13.
Tableau 13 : Différents nettoyages du 3C-SiC testés avant dépôt du Ti-Ni.
N1
Nettoyage
réalisé
CARO + HF + RCA + HF +
N2
CARO + HF + RCA + HF
Décapage ionique Ar
N3
CARO + HF + RCA + HF +
CARO
Les différents bains utilisés, dont le détail a été présenté dans le tableau 9 au début de ce
chapitre, ont pour but de retirer toutes les particules présentes en surface de la couche de
3C-SiC. Le nettoyage N1, correspond à celui présenté dans le paragraphe 1-2-1, il a été réalisé
jusqu’à présent avant le dépôt des métallisations ohmiques. Il s’agit du nettoyage standard
réalisé sur silicium dans l’industrie des semiconducteurs, auquel on a ajouté une étape de
décapage ionique sous argon. N2 reprend la chimie du nettoyage N1 sans l’étape de décapage
ionique. Enfin, pour N3, nous avons terminé le nettoyage par un bain de CARO qui va, par
son caractère très acide, retirer les particules métalliques potentiellement restantes et, par son
pouvoir oxydant, générer un oxyde chimique à la surface du 3C-SiC.
Après chacun de ces nettoyages, les échantillons ont été placés dans le bâti de pulvérisation
cathodique. 25 nm de Ti et 100 nm de Ni ont alors été déposés sur les échantillons ayant subi
les nettoyages N2 et N3. Dans le cas de N1, un décapage ionique réalisé sous argon à
15 mtorr pendant 1 minute à 100W a été effectué avant le dépôt du Ti-Ni. Les plots TLM ont
ensuite été réalisés et un recuit rapide à 1000 °C et 1050 °C durant 1 minute sous argon a été
appliqué. Les résultats de la résistance spécifique de contact, obtenus à l’aide des plots
160x200 µm2, pour chaque nettoyage et en fonction du recuit des contacts, sont présentés sur
la figure 83. Les barres d’erreur représentées correspondent à l’écart-type sur chaque
échantillon.
144
10-2
Non recuit
1000°C - 1min
1050°C - 1min
10-3
10-4
10-5
10-6
N1
N2
N3
Nettoyages réalisés
Figure 84 : Influence des différents nettoyages sur la résistance spécifique de contact.
Nous observons, sur ce graphique, que la résistance spécifique de contact varie peu avec les
différents nettoyages. En effet, ρC se situe autour de 1x10-4 .cm2 quel que soit le nettoyage et
le traitement thermique réalisé. Cependant, on note des petites variations concernant les
contacts non recuits. Avec le nettoyage N1, la résistance spécifique évaluée à 1,30x10-4 .cm2
est réduite à environ 6x10-5 .cm2 après N2 et N3. Cette tendance est inversée lorsque l’on
regarde les contacts recuits à 1000 °C ou 1050 °C. Lorsque les échantillons ont été nettoyés
selon N1, ρC est évaluée à environ 7x10-5 .cm2. Après les nettoyages N2 et N3 puis recuit,
ρC augmente jusqu’à atteindre 1x10-4 .cm2. L’étape de CARO à l’issue de N3 semble
favorable lorsque les contacts ne sont pas recuits mais devient néfaste après recuit des
contacts. N1 et N2 donnent des résultats très proches. Cependant, les plus faibles valeurs de
ρC, pour des contacts recuits, sont obtenues avec les contacts sur les échantillons nettoyés
selon N1. Le décapage ionique réalisé semble donc approprié pour l’obtention d’une surface
de contact propre et ainsi obtenir une résistance de contact plus faible. Le nettoyage N1, déjà
utilisé auparavant, perdurera dans les études suivantes pour la préparation des échantillons.
Ces études sur les propriétés électriques des contacts effectuées, nous allons, comme pour les
contacts en nickel, réaliser une caractérisation physique des contacts en Ti-Ni. Les mesures
réalisées font l’objet du paragraphe suivant.
2-4-3 Caractérisation physique des contacts
Les images MEB des contacts en titane-nickel sont présentées sur la figure 85. Elles montrent
un état de surface beaucoup moins perturbé que dans le cas des contacts en nickel. La surface
paraît être beaucoup plus lisse quelle que soit la température du recuit.
145
3C-SiC
Ni
(a) Non recuit
(b) 950 °C – 1 min (Ar)
(c) 1000 °C – 1 min (Ar)
(d) 1050 °C – 1 min (Ar)
Figure 85 : Images MEB (x8000) des contacts en Ti-Ni (a) non recuits et recuits 1
min sous argon à (b) 950 °C, (c) 1000 °C et (d) 1050 °C.
La rugosité RMS des contacts a été déterminée à l’AFM. Les contacts non recuits ont une
rugosité d’environ 6 nm obtenue à partir d’une surface de 20x20 µm2. Cette valeur est
supérieure à la rugosité de la surface du 3C-SiC estimée à environ 0,8 nm. Les contacts
recuits à 1000 °C pendant 1 minute sous argon présentent une rugosité de 18,5 nm. Le recuit a
donc accentué la rugosité des contacts mais elle reste très inférieure à la rugosité des contacts
en nickel recuits évaluée précédemment à 31,1 nm. L’adjonction d’une fine couche de titane
permet de limiter l’augmentation de la rugosité des contacts après recuit.
Les profils d’épaisseur avant et après recuit des contacts ont été réalisés au profilomètre
mécanique sur une distance de 500 µm comme pour les contacts en nickel. Ces profils sont
représentés sur la figure 86.
146
400
Contacts en Ti-Ni non recuits
Contacts en Ti-Ni recuits à 1000°C - 1min (Ar)
Epaisseur (nm)
300
200
100
0
-100
0
100
200
300
400
500
Longueur scannée (µm)
Figure 86 : Profil d’épaisseur des contacts en Ti-Ni avant et après recuit
à 1000 °C pendant 1 minute sous argon le long d’un motif TLM.
Les contacts présentent une épaisseur d’environ 120 nm avant et après recuit. Le recuit
n’impacte donc pas sur l’épaisseur comme dans le cas des contacts en nickel vus
précédemment.
Les images MEB de la coupe FIB d’un de ces contacts révèlent néanmoins la diffusion du
contact dans le 3C-SiC et la présence de trous comme le montre la figure 87. On observe,
cependant, une différence par rapport à la morphologie des contacts en nickel. Une ligne
sépare le contact en deux parties, laissant une zone en surface très faiblement poreuse épaisse
de 81 nm et une zone très poreuse en dessous épaisse d’environ 228 nm (cf. Figure 87-b).
Pt de protection
Pt de protection
Ti-Ni
Ligne
81.0nm
228.5nm
3C-SiC
3C-SiC
(a)
(b)
Figure 87 : Images MEB de la coupe FIB d’un contact en titane-nickel
recuit à 1000 °C pendant 1 minute sous Ar (a) x80000 et (b) x200000.
147
Une analyse EDS (ou « Energy Dispersive X-Ray Spectrometry » en anglais) a été effectuée
sur une lame TEM dans la partie sur les contacts ohmiques en Ti-Ni réalisés sur 3C-SiC
implanté. Nous verrons, dans cette étude, de nouveau la présence de cette ligne dans les
contacts et la cartographie des éléments associée. Nous discuterons alors des espèces
contenues au niveau de cette ligne.
Une étude des contacts en Ti-Ni a également été réalisée par DRX. Le diagramme de
diffraction des contacts en Ti-Ni non recuits et recuits à 1000 °C pendant 1 minute sous argon
est présenté sur la figure 88.
106
TiNi non recuit
TiNi recuit 1000°C 1min (Ar)
Si (400)
105
Intensité (u.a.)
3C-SiC (200)
104
Ni2Si (420)
Ni (111)
103
artefact
Ni2Si (203)
102
101
100
30
40
50
60
70
80
2 (degré)
Figure 88 : Diagramme de diffraction θ-2θ des contacts en titane-nickel avant et
après recuit à 1000 °C – 1 min sous Ar déposés sur 3C-SiC/Si.
Avant recuit, on observe un pic à 44,5° d’une intensité assez importante, il correspond au
Ni (111). Le nickel déposé suit donc cette orientation préférentielle. Après recuit à 1000 °C,
on observe deux pics qui correspondent à la présence de Ni2Si (203) et (420). Cette analyse
DRX est très semblable à celle effectuée sur les contacts en nickel puisqu’on y retrouve les
mêmes phases présentes. Cependant, nous nous attendions à observer des phases formées
entre le titane déposé et le carbone du SiC, ce qui n’est pas le cas. La proportion de titane par
rapport au nickel dans le contact reste faible. Nous supposons donc que si de telles phases se
sont formées entre Ti et C, leur proportion est trop faible pour être détectée par la mesure
DRX.
2-5 Conclusion sur les contacts en nickel et en titane-nickel
Au travers de l’étude des contacts en nickel, nous avons tout d’abord étudié la résistance
spécifique de contacts en nickel réalisés sur trois substrats présentant des niveaux de dopage
différents. Nous avons montré que la résistance spécifique diminue fortement avec
148
l’augmentation de la concentration des dopants dans la couche. Le meilleur résultat
(1,2x10-5 .cm2) a été obtenu pour des contacts en nickel recuits à 1050 °C pendant 1 minute
sous atmosphère d’azote sur 3C-SiC dopé à 3,5x1019 cm-3. La stabilité thermique des contacts
a été étudiée selon trois températures de mesures : 30 °C, 100 °C et 150 °C (température
maximum des pointes Kelvin). La résistance spécifique de contact est très peu affectée par la
température de mesure. Les contacts sont donc stables jusqu’à 150 °C.
Le même procédé a été réalisé avec le masque dessiné et les équipements du CERTeM. Les
résultats de résistance spécifique obtenus avec les ℓ-TLM sont 6 à 7 fois supérieurs à ceux
obtenus avec les contacts réalisés au CRHEA. Grâce aux simulations réalisées, nous avons vu
que le courant s’étend dans le substrat de Si peu résistif. Plus les plots TLM sont grands et
plus le courant passe dans le substrat. Or, des défauts sont présents dans la couche de 3C-SiC
et plus particulièrement au niveau de l’interface 3C-SiC/Si. Nous supposons donc que la
résistance est plus élevée lorsqu’elle est mesurée avec des grands plots en raison de la
présence d’un plus grand nombre de défauts rencontrés. La méthode TLM est donc
dépendante de la taille des plots lorsque le substrat est peu résistif. Nos résultats de résistance
spécifique de contact, obtenus à partir des motifs du masque CRHEA et du masque CERTeM,
ne sont donc pas directement comparables.
L’étude suivante a concerné la réalisation de contacts en titane-nickel. Les résultats de
résistance spécifique de contact ont montré des résultats équivalents à ceux obtenus avec les
contacts en nickel. L’ajout d’une fine couche de titane entre le 3C-SiC et le nickel a,
cependant, permis de réduire à la fois la rugosité des contacts et le volume important des
contacts dû à l’effet Kirkendall. Le titane ralentit la diffusion de nickel dans le SiC par rapport
à la diffusion du Si dans le nickel et limite la formation de ces trous. L’étude des phases au
DRX a révélé la formation d’un siliciure après recuit à 1000 °C pendant 1 minute, le Ni2Si, à
la fois dans les contacts en Ni et en Ti-Ni. Ainsi, nous avons à notre disposition des contacts
ohmiques présentant une faible résistance spécifique de contact qui peuvent donc être intégrés
à un composant. Une perspective de cette étude serait de faire varier les épaisseurs de nickel
et de titane afin de réduire au maximum la création de vides au sein du contact sans dégrader
ses performances électriques.
Cependant, les températures de recuit de ces contacts sont élevées. Nous avons donc cherché
un métal qui puisse être ohmique avec une température de recuit assez basse dans le cas où
149
des contraintes de température seraient imposées par le procédé technologique de réalisation
du composant. L’un des métaux à notre disposition, et dont les caractéristiques ohmiques à
basse température sont souvent relatées dans la littérature, est l’aluminium (cf. Tableau 3 du
chapitre 1). Nous étudierons également les propriétés ohmiques de contacts en Ti-Au. Les
deux paragraphes suivants exposent donc les résultats obtenus avec ces métaux réalisés sur
3C-SiC fortement dopé azote in situ. Le substrat de silicium est faiblement résistif comme
précédemment.
2-6 Contacts en aluminium
Nous avons réalisé des contacts en Al de 120 nm d’épaisseur selon le même procédé que
celui utilisé précédemment. Ces contacts ont ensuite été recuits à 300, 400, 500 et 600 °C
pendant 1 minute sous argon.
2-6-1 Caractérisation électrique des contacts en aluminium
Les courbes I(V) obtenues par la mesure entre deux contacts TLM sont représentées sur la
figure 89.
100
Courant (mA)
50
0
-0.3
-0.2
-0.1
0.0
0.1
0.2
0.3
-50
-100
300°C 1min
400°C 1min
500°C 1min
600°C 1min
Tension (V)
Figure 89 : Variations du courant en fonction de la tension pour des contacts
en Al recuits à différentes températures.
Les contacts présentent tous une caractéristique linéaire, ils sont donc ohmiques. Les droites
correspondant aux contacts recuits entre 300 et 500 °C sont assez groupées. Les contacts
recuits à 600 °C se détachent avec une pente plus faible. Or d’après la loi d’Ohm, la pente de
chaque droite correspond à l’inverse de la résistance. On constate donc que les contacts
recuits entre 300 et 500 °C ont une résistance plus faible que les contacts recuits à 600 °C.
150
Après avoir vérifié l’ohmicité de ces contacts, nous avons procédé aux mesures de la
résistance totale et à l’extraction de ρC. Les résultats de la résistance spécifique de contact
évaluée grâce aux TLM linéaires et circulaires sont présentés sur la figure 90.
Résistance spécifique de contact (cm²)
10-2
160x200µm²
100x300 µm²
C-TLM
10-3
10-4
10-5
10-6
C
0°
30
n
mi
-1
C
0°
40
n
mi
-1
C
0°
50
-1
n
mi
C
0°
60
n
mi
-1
Figure 90 : Influence de la température de recuit sur la résistance spécifique de
contact pour des contacts en Al réalisés sur 3C-SiC fortement dopé.
La figure 90 montre une faible résistance spécifique de contact obtenue à partir des contacts
TLM linéaires de taille 160x200 µm2. ρC est stable pour les contacts recuits à 300, 400 et
500 °C avec une valeur située autour de 7x10-5 .cm2. Cette résistance augmente fortement à
4x10-4 .cm2 pour les contacts recuits à 600 °C. Les plots de 100x300 µm2 montrent des
valeurs de ρC similaires à celles obtenues avec les plots de 160x200 µm2. Enfin, la valeur de
ρC évaluée avec les TLM circulaires, est située autour de 2x10-5 .cm2. Après recuit à 600 °C
la résistance augmente fortement et est supérieure à 1x10-4 .cm2. Ces valeurs semblent
intéressantes pour la réalisation de contacts ohmiques sur 3C-SiC.
2-6-2 Caractérisation physique des contacts en aluminium
A l’aide du FIB, nous avons réalisé une coupe d’un contact en aluminium dans les conditions
de recuit de 300 °C et 600 °C pendant 1 minute sous argon. Les images réalisées au MEB
d’un contact recuit à 300 °C sont regroupées sur la figure 91.
151
Al
Pt
Pt
Al
3C-SiC
Al
3C-SiC
(a)
(b)
Figure 91 : Images MEB d’une coupe FIB d’un contact en Al recuit à
300 °C - 1min sous Ar (a) (x20000) et (b) (x120000).
Sur la figure 91-a, on observe à la fois la surface du contact en aluminium, le platine de
protection, le contact en aluminium sur la tranche et le 3C-SiC. La surface du contact est un
peu rugueuse. On constate qu’aucune diffusion du contact en aluminium n’a eu lieu dans le
3C-SiC. Sur la vue en coupe, on observe une épaisseur du contact en aluminium de 116 nm
qui montre ainsi que l’épaisseur du contact après recuit est similaire à l’épaisseur déposée de
120 nm.
La caractérisation FIB d’un contact recuit à 600 °C est présentée sur la figure 92.
Al
cloques
Al
3C-SiC
Pt
Pt
Al décollé
(a)
3C-SiC
(b)
Figure 92 : Images MEB d’une coupe FIB d’un contact en Al recuit à
600 °C – 1min sous argon (a) (x5000) et (b) (x25000).
152
La figure 92-a montre la surface d’un contact en aluminium recuit à 600 °C pendant 1 minute
sous argon. Nous constatons la présence de nombreuses cloques. La vue en coupe, représentée
sur la figure 92-b, montre que sous ces cloques, l’aluminium est décollé de la surface du
3C-SiC. La présence de ces vides dans les contacts est à priori responsable de l’augmentation
de la résistance spécifique des contacts recuits à 600 °C. Cette température de recuit est donc
trop élevée pour avoir des contacts de bonne qualité.
2-6-3 Conclusion sur les contacts en aluminium
La résistance spécifique obtenue avec les contacts en Al recuits à 300, 400 et 500 °C pendant
1 minute est équivalente à celle obtenue avec les contacts en Ni et en Ti-Ni recuits à plus
haute température. Comme nous l’espérions, les températures de recuit nécessaires pour avoir
un contact ohmique de bonne qualité sont plus faibles. Nous gardons, cependant, à l’esprit
que l’aluminium est un dopant de type p pour le SiC, son utilisation sur du 3C-SiC de type n
n’est donc pas recommandée. En effet, même si la diffusion dans le SiC est faible, l’Al
pourrait modifier les performances du composant.
Dans la suite, une étude semblable est réalisée avec des contacts en titane-or.
2-7 Contacts en titane-or
L’étude de l’ohmicité de contacts en Ti-Au a été réalisée suite à des expériences sur 3C-SiC
non intentionnellement dopé alors que nous nous intéressions au contact redresseur. En effet,
l’utilisation de cet empilement comme contact redresseur ayant démontré un caractère plutôt
ohmique après recuit à basse température, il nous a paru judicieux d’effectuer une étude de la
résistance spécifique de ces contacts sur 3C-SiC fortement dopé. Une couche de titane de
20 nm a été déposée, servant de couche d’accroche aux 100 nm d’or. Ces contacts ont ensuite
été recuits à 300, 400, 500 et 600 °C pendant 1 minute sous argon.
2-7-1 Caractérisation électrique des contacts en titane-or
Des mesures I(V) ont été réalisées entre deux contacts et ce, pour les différentes conditions de
recuit. Les courbes obtenues sont représentées sur la figure 93.
153
100
Courant (mA)
50
-0.06
-0.04
0
0.00
-0.02
0.02
0.04
0.06
-50
300°C 1min
400°C 1min
500°C 1min
600°C 1min
-100
Tension (V)
Figure 93 : Variations du courant en fonction de la tension pour des contacts
en Ti/Au recuits à différentes températures.
Les contacts présentent tous des caractéristiques linéaires quelle que soit la température de
recuit. Les contacts sont donc ohmiques. De plus, on constate une faible différence de pente
entre chaque condition de recuit. La résistance semble donc peu varier avec la température de
recuit des contacts.
La résistance spécifique a été évaluée à partir des différentes tailles de plots TLM linéaires de
160x200 µm2 et 100x300 µm2. Nous avons également réalisé l’extraction de ρC à partir des
TLM circulaires. Les résultats de ρC en fonction des différentes températures de recuit des
contacts sont présentés sur la figure 94.
10-2
160x200µm²
100x300µm²
C-TLM
10-3
10-4
10-5
10-6
C
0°
30
-1
n
mi
0°
40
C
-1
n
mi
5
°C
00
n
mi
-1
0°
60
C
-1
n
mi
Figure 94 : Influence de la température de recuit sur la résistance spécifique
de contact pour des contacts en Ti/Au sur 3C-SiC fortement dopé.
154
Les résistances spécifiques obtenues avec les contacts de 160x200 µm2 ne varient pas avec la
température de recuit des contacts. Leur valeur se situe autour de 8x10-5 .cm2. ρC obtenue à
partir des contacts de 100x300 µm2 est légèrement inférieure, elle est d’environ 6x10-5 .cm2
quelle que soit la température de recuit des contacts. Enfin, ρC obtenue par la méthode
c-TLM, quant à elle, montre une diminution avec l’augmentation de la température de recuit.
La valeur la plus faible de 2,1x10-5 .cm2 est obtenue pour les contacts recuits à 600 °C
pendant 1 minute sous argon. Ces valeurs sont intéressantes pour la réalisation de contacts
ohmiques sur 3C-SiC.
Comme pour les contacts en aluminium, nous avons réalisé des coupes FIB des contacts
recuits à 300 et 600 °C. Les résultats sont présentés dans le paragraphe ci-après.
2-7-2 Caractérisation physique des contacts en titane-or
Une étude des contacts recuits à 300 et à 600 °C a été réalisée à l’aide du FIB.
Ti-Au
Ti-Au
Pt
Pt
3C-SiC
3C-SiC
(a)
(b)
Figure 95 : Images MEB d’une coupe FIB d’un contact en Ti-Au (a) recuit à
300 °C - 1min sous Ar (x35000) et (b) recuit à 600°C – 1min sous Ar (x80000).
La figure 95-a présente une image MEB de la surface et la vue en coupe d’un contact recuit à
300 °C pendant 1 minute sous argon. La surface du contact semble lisse et on constate une
alternance de contrastes blanc et gris au sein du contact. L’épaisseur du contact est d’environ
120 nm et est constante sur la longueur de la boîte FIB réalisée. La figure 95-b montre la
surface et la vue en coupe d’un contact recuit à 600 °C pendant 1 minute sous argon. En
surface, on constate une rugosité du contact augmentée par rapport aux contacts recuits à
300 °C. L’épaisseur du contact a été mesurée à 132 nm et aucune diffusion dans le 3C-SiC
155
n’est constatée. Au sein du contact, on observe des taches noires. Un grossissement plus
important ne permet pas d’identifier s’il s’agit de grains ou de trous. L’épaisseur du contact
légèrement supérieure à celle du contact recuit à 300 °C laisse supposer qu’il s’agit de trous.
Néanmoins, ces aspérités n’affectent pas la résistance spécifique de contact. Au contraire, il
semblerait que l’apparition de nouvelles phases entre Ti et Au au-delà du palier eutectique
situé à 370 °C [14], favorise la réduction de la résistance spécifique de contact.
2-7-3 Conclusion sur les contacts en titane-or
Les résultats obtenus avec les contacts en Ti-Au recuits entre 300 et 600 °C sont du même
ordre de grandeur que les résultats précédents obtenus avec du Ni et du Ti-Ni recuits à haute
température. On peut donc envisager d’intégrer ces contacts dans un dispositif dont le procédé
requiert des recuits à basse température.
2-8 Conclusion sur les contacts ohmiques réalisés sur 3C-SiC dopé
in situ durant l’épitaxie
Nous avons démontré que les contacts en nickel réalisés présentent une faible résistance
spécifique de contact et ont une bonne stabilité en température. Les caractérisations physiques
ont montré la formation de phases de Ni2Si après recuit à 1000 °C ainsi que la formation de
trous au sein des contacts dus à l’effet Kirkendall. Par ajout d’une fine couche de titane, nous
avons réussi à réduire la forte augmentation de volume des contacts engendrée par ces trous.
De plus, la résistance spécifique obtenue avec les contacts en titane-nickel est équivalente à
celle des contacts en nickel. Ces deux types de contact ont une résistance spécifique
suffisamment faible pour être intégrés à un composant. Nous avons complété notre étude en
réalisant des contacts en Al ou en Ti-Au. Ces contacts se sont révélés ohmiques avec une
faible résistance spécifique après un recuit à basse température ce qui offre une alternative si
un recuit à haute température n’est pas possible.
3- Contact ohmique sur 3C-SiC implanté
L’obtention de contacts ohmiques sur 3C-SiC fortement dopé in situ durant l’épitaxie
présentant une faible résistance spécifique a donc été démontrée. La réalisation de dispositifs
peut nécessiter, cependant, de réaliser ces contacts ohmiques de manière localisée. L’unique
méthode pour doper localement le SiC est d’implanter des dopants au travers d’un masque.
Cette partie concerne donc l’étude de contacts ohmiques sur 3C-SiC implanté.
156
Dans le but d’obtenir une couche surdopée en surface de type n, l’implantation ionique du
3C-SiC a été effectuée à l’aide de deux espèces dopantes : le phosphore et l’azote.
L’implantation est réalisée à température ambiante selon un angle de « tilt » de 7° avec un
implanteur industriel Axcelis GSD200E. Différentes techniques présentées dans le chapitre 2
sont employées dans le but de caractériser les couches implantées. La qualité de la couche est
étudiée par le biais de mesures FTIR et la rugosité de la surface est évaluée à l’aide d’un
profilomètre optique et d’un AFM. Le profil de concentration des espèces implantées est
étudié par SIMS. La structure de la couche de 3C-SiC implantée est, elle, étudiée par la
réalisation d’images TEM effectuées par Dr. C. Autret du Laboratoire d’Electrodynamique
des Matériaux Avancés (LEMA) de l’Université de Tours. Enfin, l’étude électrique des
couches implantées est réalisée par le biais de motifs TLM linéaires et circulaires, utilisant les
contacts en Ti-Ni étudiés précédemment.
3-1 Simulation du profil d’implantation
Il existe plusieurs outils de simulation de l’implantation. Parmi ces outils, nous avons choisi le
logiciel SRIM et plus particulièrement le logiciel SRIM 2006 (« Stopping and Range of Ions
in Matter » en anglais) [15]. Le but recherché dans cette étude est d’obtenir un profil de
dopage constant sur une épaisseur la plus grande possible, comme le montre le schéma de la
figure 96, compatible avec les capacités de l’implanteur industriel à notre disposition.
Concentration
en dopant
Profondeur
Figure 96 : Schéma du profil de concentration en atomes dopants recherché.
Afin de calculer les profils d’ions implantés, SRIM prend en compte plusieurs paramètres du
matériau comme le pouvoir d’arrêt du matériau cible, le numéro atomique des atomes du
substrat à implanter et de l’ion implanté, la stœchiométrie, la densité du matériau cible,
l’énergie de déplacement correspondant à l’énergie d’un ion nécessaire pour déplacer un
157
atome de la cible, l’énergie de liaison du réseau et l’angle de « tilt » du substrat par rapport au
faisceau d’ions. SRIM contient des tables de données contenant ces paramètres pour de
nombreux matériaux cibles parmi lesquels on trouve le SiC. La simulation est donc simple à
réaliser, il suffit de choisir l’ion à implanter, l’énergie d’implantation, le nombre d’ions
calculés et l’angle de « tilt ». Il résulte plusieurs profils de la simulation : le profil final des
ions implantés, le profil des lacunes créées dans le matériau ou encore le profil des phonons.
Dans notre étude, nous nous sommes intéressés au profil final des ions implantés, à la valeur
de la profondeur moyenne d’implantation RP associée et à l’écart type moyen RP. Pour
chaque énergie d’implantation simulée, le profil a l’allure d’une gaussienne. La figure 97
présente un exemple de résultat de simulations d’implantation d’azote dans le 3C-SiC
calculées par SRIM pour cinq énergies différentes.
20keV
40keV
70keV
100keV
150keV
1021
-3
1022
1020
1019
1018
1017
1016
0
100
200
300
400
Profondeur (nm)
Figure 97 : Profils d’azote dans le 3C-SiC calculés par SRIM pour une dose de
1x1015 cm-2 à différentes énergies 20, 40, 70, 100 et 150 keV.
Les profils d’azote présentés correspondent, pour chaque énergie, à une dose de 1015 cm-2. La
somme de chacune des gaussiennes et l’ajustement de la dose va permettre d’obtenir un profil
d’implantation constant sur l’épaisseur implantée. La simulation des profils d’implantation et
l’ajustement des doses seront effectués de cette manière pour le phosphore et l’azote.
3-2 Implantation phosphore
3-2-1 Conditions expérimentales
L’étude a été réalisée avec une couche épitaxiée de 7 µm de 3C-SiC non intentionnellement
dopée (nid) présentant un dopage résiduel de type n inférieur à 1016 cm-3. A l’aide de SRIM,
nous avons déterminé les quatre énergies d’implantation et doses associées afin d’obtenir un
158
profil de concentration constant autour de 5x1020 cm-3. Nous avons choisi ce niveau de
concentration assez élevé car nous espérons activer une concentration de dopants d’un niveau
équivalent à celui des couches fortement dopées in situ durant l’épitaxie. Les énergies et
doses sont alors résumées dans le tableau 14.
Tableau 14 : Energies et doses associées pour l’implantation de phosphore.
Energie (keV)
30
50
100
150
Dose (x1015 cm-2)
0,5
1,2
2,1
4,5
Les échantillons de 3C-SiC, ainsi implantés, ont été recuits à 1100 et 1150 °C dans un four
classique sous flux d’argon à pression atmosphérique. Au-delà de 1150 °C, les recuits ont été
effectués dans le bâti d’épitaxie de NOVASiC sous un flux d’argon de 1,5 slm à une pression
de 200 mbar. Les températures et temps de recuits utilisés sont présentés dans le tableau 15
ci-dessous.
Tableau 15 : Conditions de recuit des échantillons après implantation.
Température (°C)
1100
1150
1250
1250
1350
1350
1350
Durée (heure)
1
1
1
2
1
2
4
Le recuit réalisé après l’implantation est important pour l’activation des dopants. Les hautes
températures d’activation utilisées habituellement pour le SiC ne peuvent pas être employées
avec le 3C-SiC. En effet, la température de recuit du 3C-SiC est limitée par la température de
fusion du substrat de silicium. Les différents traitements thermiques n’ont donc pas excédé
1350 °C et l’impact de la durée de recuit a également été étudié.
Plusieurs méthodes de caractérisation, présentées dans le chapitre 2, ont été utilisées pour
étudier les modifications des propriétés du 3C-SiC dues à l’implantation. Nous allons, dans la
suite, d’abord nous intéresser aux propriétés physiques des couches implantées au travers des
profils de concentration en dopant, de la réflectivité du 3C-SiC implanté, de la rugosité de la
surface et de la qualité de la couche implantée en fonction des différents recuits.
3-2-2 Caractérisation physique des couches de 3C-SiC implanté phosphore
Afin de suivre l’évolution de la concentration en phosphore implanté en fonction des
différents recuits, des mesures SIMS ont été réalisées. La figure 98 présente les différents
159
profils de concentration en phosphore. On trouve sur cette figure, le profil simulé, après
implantation et après recuit à 1250 °C et 1350 °C.
1021
1021
Concentration en phosphore (cm-3)
Concentration en phosphore (cm-3)
Simulation SRIM
Profil SIMS après implantation
1020
1019
1018
0
100
200
Implanté non recuit
Recuit à 1250°C 1h
1020
1019
1018
300
0
Profondeur (nm)
100
200
300
Profondeur (nm)
(a)
(b)
Figure 98 : Profil de concentration en phosphore (a) calculé à l’aide de SRIM et profil obtenu au SIMS après
implantation et (b) mesures SIMS après implantation, après recuit à 1250 °C et 1350 °C pendant 1h.
Le profil d’implantation simulé et le profil de concentration après implantation, mesuré au
SIMS, correspondant aux énergies et doses vues précédemment, sont représentés sur la
figure 98-a. La profondeur de pénétration du phosphore est limitée à environ 200 nm. On
constate que les deux profils, simulé et implanté, coïncident. Les profils de concentration en
phosphore mesurés par SIMS après implantation et après recuit à 1250 °C et 1350 °C pendant
1 heure sous atmosphère d’argon sont présentés sur la figure 98-b. Nous notons que tous les
profils sont quasiment superposés, ce qui confirme la très faible diffusion du phosphore dans
le 3C-SiC à ces températures.
Dans le but de caractériser la qualité de la couche implantée, des mesures FTIR ont été
réalisées sur la gamme 700-1100 cm-1 avec une résolution de 4 cm-1. La figure 99 présente les
spectres FTIR d’une couche de 3C-SiC non-intentionnellement dopé qui sert de référence,
puis des spectres de l’échantillon implanté, recuit à 1250 °C - 1h, 1350 °C - 1h et
1350 °C - 4h.
160
120
3C-SiC nid
Réflectivité (%)
100
80
60
40
20
0
700
800
900
1000
1100
-1
Nombre d'onde (cm )
Figure 99 : Mesures FTIR pour une couche de 3C-SiC non intentionnellement dopé, après implantation
phosphore, recuit à 1250 °C – 1h, 1350 °C – 1h et 1350 °C – 4h.
Sur cette figure, nous observons d’importantes variations de la réflectivité dans cette gamme
du spectre. En effet, rappelons que la bande de Reststrahlen, comprise entre 794 et 973 cm-1,
rend compte de la qualité du matériau. Cette dernière a un impact direct sur la réflectance de
la couche obtenue par FTIR. Sur la figure 99, on observe les variations de la bande de
Reststrahlen en fonction du traitement subi par les échantillons. On constate que
l’implantation d’ions phosphore dégrade fortement la bande de Reststrahlen. Les recuits à
1250 °C et 1350 °C pendant 1 heure tendent à rétablir le spectre vers celui obtenu avec un
matériau ayant une bonne cristallinité. Cependant, une plus longue durée de recuit (4h à
1350 °C) semble dégrader à nouveau la bande de Reststrahlen.
Pour conclure sur ces mesures, nous pouvons dire que l’augmentation de la réflectivité dans
cette zone du spectre FTIR, pour les faibles durées de recuit, indique une guérison, tout au
moins partielle, de la couche implantée.
La qualité de la surface est très importante pour la réalisation de dispositifs électroniques.
Dans cette première étude de l’implantation de dopants dans le 3C-SiC, nous avons utilisé le
profilomètre optique FOGALE nanotech dans le but de caractériser la rugosité RMS de la
surface du 3C-SiC. Dix mesures de 200x200 µm2 ont été réalisées avec l’objectif x20, à la
fois avant implantation, après implantation et après recuit. La moyenne des dix mesures est
rassemblée sur le graphe de la figure 100, les barres d’erreurs représentent l’écart-type.
161
3.0
Profilomètre optique 200x200µm²
Rugosité RMS (nm)
2.5
2.0
1.5
1.0
0.5
0.0
h
h
h
h
h
h
té
té
-1
-1
-1
-1
-2
-4
lan
lan
C
C
C
C
C
C
mp
mp
0°
0°
0°
0°
0°
0°
i
i
0
5
5
5
5
5
n
11
11
12
13
13
13
no
implantés phosphore, mesurée au profilomètre optique.
Après épitaxie et polissage, la rugosité a été évaluée à 1,36 nm. Après implantation, la valeur
obtenue est de 1,35 nm. Cette étape ne semble avoir aucun effet sur la rugosité de la surface
du 3C-SiC. La rugosité a également été mesurée après les différents recuits. Peu de variations
ont été constatées pour les recuits compris entre 1100 °C et 1250 °C. A 1350 °C, la durée du
recuit semble dégrader la surface du 3C-SiC. La valeur de la rugosité RMS passe de 1,31 nm
après 2h de recuit à 2,11 nm après 4h de recuit. Une exposition plus longue à haute
température semble cependant néfaste. En effet, la dégradation de la surface du 3C-SiC
semble être responsable de la décroissance de la réflectivité observée avec les résultats FTIR
vus précédemment. La température de recuit employée est la même que celle utilisée pour
épitaxier le 3C-SiC. Il se peut donc qu’à cette température et au-delà d’une certaine durée, des
atomes de Si ou de C se désorbent et l’état de surface est dégradé. Pour remédier à cela, une
couche de protection peut être déposée en surface du SiC avant le recuit. Les couches
couramment utilisées sont le nitrure d’aluminium, le nitrure de bore et le graphite [16][17].
Ces couches d’encapsulation n’étant pas disponibles au laboratoire, nous n’avons pu les
évaluer. Toutefois, nous avons évalué une couche de SiO2 déposé par pulvérisation
cathodique sur la surface du 3C-SiC implanté P. Après recuit à 1350 °C pendant 1 heure, la
couche a montré de nombreuses fissures et un état de surface du 3C-SiC très dégradé. Ce type
de couche de protection n’a donc pas été retenu.
L’implantation d’ions dans la maille cristalline du 3C-SiC va générer des défauts pouvant
aller jusqu’à rendre la couche implantée partiellement ou totalement amorphe. Afin de
162
caractériser la qualité cristalline de la couche implantée, des images STEM, TEM et HR-TEM
ont été réalisées sur l’échantillon recuit à 1350 °C pendant 1 heure. Cette condition a été
choisie car elle présente les meilleurs résultats de réflectivité mesurée par FTIR.
Pt
zone implantée P
défauts
3C-SiC nid
Figure 101 : Image STEM en champ sombre de la zone implantée P après
recuit à 1350 °C pendant 1 heure.
La figure 101 montre une image STEM en champ sombre de la couche de 3C-SiC. On
observe le platine de protection, la zone implantée d’épaisseur environ égale à 180 nm et le
3C-SiC nid. Au sein de la couche implantée, on observe une alternance de défauts en forme
de V. Dans la couche de 3C-SiC non implantée, on observe des lignes blanches,
principalement dans une seule direction, qui correspondent à des défauts.
Nous nous somme intéressés à la qualité cristalline de la couche implantée à l’aide de clichés
TEM et HR-TEM (cf. Figure 102).
couche
amorphe en
surface
[220]
220
111
2nm
(a)
(b)
Figure 102 : (a) Image TEM en champ sombre de l’échantillon de 3C-SiC implanté P recuit à 1350 °C – 1h et
cliché de diffraction dans l’encadré. (b) Image HR-TEM de l’arrangement atomique dans la région implantée.
163
La figure 102-a montre une image TEM en champ sombre du 3C-SiC implanté phosphore. On
peut observer la couche de 3C-SiC surmontée de la couche implantée puis du platine. Dans la
couche implantée P, on observe de nouveau les défauts en forme de V. De plus, entre la
couche implantée et le platine de protection, on observe une ligne blanche. Des clichés
HR-TEM ont montré qu’il s’agit d’une couche de 3C-SiC amorphe d’épaisseur environ égale
à 10 nm. Le réseau cristallin du 3C-SiC composant cette couche a été complètement détruit
lors de l’implantation et il n’a pas été guéri par le recuit. Dans l’encadré de la figure 102-a, le
cliché de diffraction de la zone implantée est présenté. L’axe de zone, perpendiculaire aux
plans diffractés, correspond à la direction [2 2 0]. On observe, sur ce cliché, des traînées
diffuses entre les différentes taches. Ces traînées rendent compte de la présence des défauts
dans la couche. La figure 102-b correspond à une image HR-TEM qui met en évidence
l’arrangement atomique au niveau d’un défaut en V. On observe, sur cette image, les plans
atomiques orientés selon deux directions. L’angle formé entre ces deux directions est
d’environ 75°. De plus, la différence de contraste montre le changement systématique de la
périodicité du réseau.
Ces résultats mettent en évidence les modifications apportées à la couche de 3C-SiC après
implantation et recuit. Le profil de dopage constant a bien été obtenu par l’implantation de
différentes doses à différentes énergies. L’étude menée par FTIR a montré qu’il est nécessaire
d’élever la température du recuit d’activation jusqu’à 1350 °C afin de retrouver une
réflectivité similaire à celle d’une couche de bonne qualité cristalline. La durée de ce recuit
semble également avoir un effet sur la qualité du 3C-SiC implanté. Nous avons mis en
évidence, à l’aide des mesures FTIR, le meilleur résultat pour le recuit à 1350 °C durant
1 heure sous argon. Pour cette condition particulière, l’étude réalisée au TEM a montré que la
couche implantée contient de nombreux défauts.
3-2-3 Caractérisation physique des contacts en Ti-Ni réalisés sur 3C-SiC
implanté phosphore
Après avoir effectué l’implantation du 3C-SiC et les différents recuits d’activation, nous
avons réalisé des contacts en Ti-Ni selon le même procédé que celui décrit dans le
paragraphe 2-4. Ces contacts ont été recuits à 1000 °C ou 1050 °C pendant 1 minute sous
argon. Afin de compléter l’étude physico-chimique réalisée sur les contacts en Ti-Ni dans la
première partie de ce chapitre, nous avons étudié l’un d’eux au STEM. Le contact observé sur
l’image STEM de la figure 103 a été recuit à 1050 °C pendant 1 minute sous argon.
164
Pt
Ligne de
démarcation
couche
implantée P
Ti-Ni
3C-SiC nid
Figure 103 : Image STEM en champ sombre du 3C-SiC implanté P et recuit à 1350 °C
pendant 1 heure avec un contact en Ti-Ni recuit à 1050 °C - 1min sous Ar.
Sur cette image, on observe le platine de protection, la couche implantée P, le contact en
Ti-Ni et enfin le 3C-SiC nid. Le contact en Ti-Ni a largement diffusé dans la zone implantée.
On peut noter également la présence de trous dus à l’effet Kirkendall comme exposé
précédemment. L’épaisseur du contact après dépôt était de 120 nm. Après recuit à 1000 °C
durant 1 minute, le contact a une épaisseur d’environ 300 nm. La diffusion s’est opérée sur
quasi l’intégralité de l’épaisseur implantée et 40 nm environ de zone implantée subsistent
sous le contact. Comme montré précédemment avec un contact en Ti-Ni recuit à 1000 °C
réalisé sur 3C-SiC dopé in situ, on observe une ligne horizontale dans le contact, située à
environ 80 nm de la surface.
Une analyse EDS a été réalisée dans le but d’identifier la répartition des espèces composant le
contact. Cette technique permet d’effectuer des analyses qualitatives et/ou quantitatives d’une
large gamme d’éléments. Le spectre en énergie obtenu, est proportionnel au nombre de
photons X émis et à chaque énergie est associé un pic caractéristique d’un élément. Il est
possible d’effectuer une cartographie qualitative EDS en STEM d’un ou plusieurs éléments.
La figure 104 montre une image STEM de la zone implantée et du contact en Ti-Ni ainsi que
les trois images EDS, correspondant à la répartition du Ni, du Ti et du Si dans cette même
zone.
La figure 104-b montre une répartition quasi homogène du nickel dans le contact hormis dans
les vides présents dans la partie basse du contact. Le titane, en blanc sur la figure 104-c et
initialement situé entre la surface du 3C-SiC et le nickel, a migré vers la surface du contact. Il
est également réparti sur la ligne située à 80 nm de la surface du contact. De plus, il n’apparaît
pas dans la partie enterrée dans le 3C-SiC. Enfin, le silicium, représenté sur la figure 104-d
apparaît sous différentes couleurs. On le retrouve en rose dans la couche de 3C-SiC où il est
165
présent à 50 % avec le carbone. Dans la zone implantée, on observe du vert, ce qui signifie
une plus faible présence du Si en raison de l’implantation du phosphore dans cette zone. On
constate une diminution du Si plus accentuée en surface de la couche implantée ainsi que sous
le contact en Ti-Ni. Enfin, on note la présence de Si dans le contact réparti de la même
manière que le nickel.
Ni
(a)
(b)
Ti
(c)
(d)
Figure 104 : (a) image STEM en champ clair de la zone implantée phosphore recuite
à 1350 °C – 1h et du contact en Ti-Ni recuit à 1050 °C – 1 min. (b) Cartographie
EDS du Ni, (c) du Ti et (d) du Si présents dans la couche et le contact.
Cette étude EDS vient compléter l’étude réalisée en DRX sur l’identification des phases
présentes dans le contact. Elle permet de visualiser la diffusion du titane à la surface et sur la
ligne observée sur les coupes FIB déjà réalisées. Enfin, la répartition identique du Ni et du Si
dans le contact montre la répartition homogène du Ni2Si identifié en DRX.
166
3-2-4 Caractérisation électrique des contacts en Ti-Ni réalisés sur 3C-SiC
implanté phosphore
La couche implantée de 3C-SiC a enfin été caractérisée électriquement au moyen des contacts
en Ti-Ni. Dans un premier temps, nous avons regardé si les contacts réalisés présentent une
caractéristique ohmique. Le tracé des caractéristiques I(V), entre deux contacts en Ti-Ni
recuits à 1000 °C pendant 1 minute sous argon, pour les différentes températures de recuit
d’activation, est représenté sur la figure 105. La caractéristique I(V) linéaire d’un contact
ohmique en Ti-Ni réalisé sur 3C-SiC fortement dopé durant l’épitaxie est également
représentée.
100
Courant (mA)
50
0
-2.0
-1.5
-1.0
-0.5
0.0
0.5
1.0
1.5
2.0
-50
-100
Couche fortement dopée
Tension (V)
Figure 105 : Caractéristiques I(V) de contacts en Ti-Ni recuits à 1000 °C - 1min sous argon pour
les différentes durées et températures de recuit d’activation de la couche implantée phosphore.
On observe sur cette figure des caractéristiques linéaires qui montrent ainsi l’ohmicité des
contacts quelle que soit la température de recuit des échantillons implantés. De plus,
l’augmentation de la température de recuit favorise l’augmentation de la pente des droites vers
la droite caractéristique d’un contact ohmique sur 3C-SiC fortement dopé in situ. Ce résultat
va dans le sens des caractérisations optiques réalisées au FTIR qui montrent une augmentation
de la réflectivité avec l’augmentation de la température de recuit.
L’étude a été complétée par la détermination de la résistance spécifique de contact en utilisant
la même procédure que pour les études présentées précédemment. Pour chaque condition de
température et de recuit des échantillons implantés, nous avons déterminé la résistance
spécifique de contact. La figure 106 présente la résistance spécifique de contact en fonction
des conditions de recuit des échantillons après implantation. Deux températures de recuit des
167
contacts sont également étudiées. Les mesures ont été réalisées à la fois pour les plots TLM
circulaires et pour les plots TLM linéaires de dimension 160x200 µm2.
10-2
C-TLM recuits à 1000°C - 1min
L-TLM (160x200 µm²) recuits à 1000°C - 1min
10-3
10-4
10-5
1h
1h
1h
2h
1h
2h
4h
C
C
C
C
C
C
C
0°
0°
0°
0°
0°
0°
0°
0
5
5
5
5
5
5
11
11
12
12
13
13
13
Figure 106 : Influence du traitement thermique réalisé après implantation de
phosphore dans le 3C-SiC sur la résistance spécifique des contacts en Ti-Ni.
Comme dans la partie précédente, les valeurs de résistance spécifique de contact sont très
différentes selon la méthode utilisée. Les TLM linéaires montrent une résistance spécifique de
contact environ 10 fois plus importante que celle obtenue avec les TLM circulaires. Ceci
s’explique, comme dans la partie précédente, par le fait que la structure linéaire utilisée est
loin d’être idéale. En effet, même si la couche de 3C-SiC située sous le 3C-SiC implanté est
résistive, les plots ne sont pas isolés. Et comme nous l’avons montré dans le paragraphe 2-2
avec les simulations, dans ce cas, le courant se disperse dans le matériau endommagé par
l’implantation situé autour des contacts. Dans le cas des c-TLM, le courant est concentré dans
la zone entre les contacts. La valeur de ρC obtenue par cette dernière méthode semble donc
fiable.
Toutefois, quelle que soit la méthode employée, la résistance spécifique de contact décroît
avec l’augmentation de la température de recuit. La valeur la plus faible, 2x10-5 .cm2, est
obtenue pour le recuit à 1350 °C pendant 1 heure. Une plus longue durée de recuit semble
dégrader la résistance de contact. Ces résultats sont en accord avec les résultats de rugosité et
de réflectivité vus précédemment. De plus, la résistance spécifique des contacts en Ti-Ni,
réalisés sur une couche épitaxiée de 3C-SiC fortement dopé, et mesurée à partir de TLM
circulaires, a été évaluée à 1,7x10-5 .cm2. L’implantation de phosphore suivie d’un recuit à
haute température mène donc à des résultats similaires à ceux obtenus sur 3C-SiC dopé in situ
durant l’épitaxie [18].
168
En parallèle de cette étude, nous avons utilisé la
isolation
brique technologique de gravure du 3C-SiC
Ni
3C-SiC
développée par Lazar et al. [19]. Nous avons
donc pu isoler les contacts TLM linéaires par une
Figure 107 : Motifs TLM linéaire avec isolation
gravure sèche du 3C-SiC. La gravure a été
réalisée dans un bâti de RIE classique dans un mélange de gaz réactifs SF6/O2
(25 sccm/6,7 sccm) à une puissance de 250W. Le 3C-SiC a été gravé au travers d’un masque
en nickel pendant 32 minutes. A l’issue de cette gravure, l’intégralité de la couche de 3C-SiC
a été gravée jusqu’au silicium sous-jacent comme le montre la figure 107. L’échantillon recuit
à 1350 °C pendant 2 heures a été utilisé pour réaliser cette étude. La figure 108 montre les
variations de la résistance spécifique mesurée avec des contacts ℓ-TLM non isolés et isolés
selon le masque présenté dans le chapitre 2.
10-2
Contacts en Ti-Ni non isolés
Contacts en Ti-Ni isolés
10-3
10-4
10-5
Non recuit
1000°C 1min
1050°C 1min
Figure 108 : Comparaison de la résistance spécifique de contact pour des contacts en Ti-Ni
ℓ-TLM isolés et non isolés sur 3C-SiC implanté P recuit à 1350 °C - 2h.
Les résultats obtenus sont très similaires avec ou sans isolation. Nous avons effectué des
simulations (non présentées ici) d’une structure non isolée et isolée à 50 µm pour une couche
de SiC fortement dopé d’épaisseur 180 nm surmontant une couche de SiC nid de 6 µm et
300 µm de Si de type n dopé à 4x1018 cm-3. Pour la structure non isolée, les résultats sont
similaires à ceux obtenus sur SiC fortement dopé déposé sur un substrat résistif
(cf. Paragraphe 2-2-2-b). La densité de courant est uniquement répartie dans la couche
implantée et s’étale en surface. Le courant rencontre donc de nombreux défauts, le chemin
parcouru par le courant est important d’où une résistance mesurée élevée. Pour la structure
isolée, le courant est réparti uniquement dans la couche implantée et se propage très
majoritairement sous les plots voisins. L’isolation évite la propagation latérale constatée pour
169
les plots non isolés mais semble trop éloignée de la zone de mesure, dans notre étude, pour
avoir un effet sur la résistance spécifique obtenue.
Dans cette première étude du dopage du 3C-SiC par implantation, nous avons montré qu’il est
possible d’obtenir un profil de concentration en phosphore constant sur une profondeur de
180 nm. De plus, l’implantation a été réalisée dans des conditions classiques d’implantation, à
savoir à température ambiante. Cette couche implantée comporte de nombreux défauts et le
recuit à haute température semble améliorer la cristallinité de la couche. Les contacts en
Ti-Ni, réalisés sur les différents échantillons, présentent tous des caractéristiques ohmiques.
La résistance spécifique la plus faible évaluée à 2x10-5 .cm2 a été obtenue après recuit à
1350 °C pendant 1 heure. Ce résultat est issu des TLM circulaires.
3-3 Implantation azote
L’implantation de phosphore est couramment utilisée dans l’industrie microélectronique pour
doper le silicium et nous venons de voir que le dopage du 3C-SiC réalisé par implantation
ionique de cet élément donne de bons résultats en terme de contacts ohmiques. Nous avons vu
également que l’on peut obtenir du 3C-SiC fortement dopé de type n si l’on introduit de
l’azote dans la couche. Cet élément est également compatible avec une utilisation dans
l’industrie microélectronique. De plus, sa masse et son rayon atomique sont plus faibles que
ceux du phosphore ce qui peut favoriser une implantation plus profonde dans le 3C-SiC. Nous
allons donc, dans la suite, réaliser la même étude que précédemment, cette fois en implantant
de l’azote dans du 3C-SiC nid.
3-3-1 Conditions expérimentales
Cette seconde étude sur l’implantation de dopants dans le 3C-SiC a également été réalisée
avec une couche épitaxiée de 7 µm de 3C-SiC non intentionnellement dopé présentant un
dopage résiduel de type n inférieur à 1016 cm-3. Dans le but d’obtenir un profil de
concentration constant autour de 5x1020 cm-3, à l’aide de SRIM, nous avons montré qu’il est
nécessaire d’implanter l’azote selon cinq énergies et doses associées. Celles-ci sont résumées
dans le tableau 16.
Tableau 16 : Energies et doses associées pour l’implantation d’azote.
Energie (keV)
20
40
70
100
150
Dose (x1015 cm-2)
1
2
2,2
3
5,4
170
De la même manière que les échantillons implantés phosphore, les échantillons de 3C-SiC
implantés azote, ont été recuits à 1150 °C dans un four classique sous flux d’argon à pression
atmosphérique. Au-delà de cette température, les recuits ont été effectués dans le bâti
d’épitaxie de NOVASiC sous un flux d’argon de 1,5 slm à une pression de 200 mbar. Les
températures et temps de recuits sont présentés dans le tableau 17.
Tableau 17 : Conditions de recuit des échantillons après implantation.
Température (°C)
1150
1250
1350
1350
1350
Durée (heure)
1
1
1
2
4
La démarche employée précédemment pour caractériser les échantillons implantés phosphore
est également utilisée pour caractériser les échantillons implantés azote. Nous allons donc
nous intéresser d’abord aux propriétés physiques des échantillons implantés puis à leurs
caractéristiques électriques par le biais de contacts en Ti-Ni.
3-3-2 Caractérisation physique des couches de 3C-SiC implanté azote
Pour chaque condition de recuit, la concentration en azote implanté a été mesurée au SIMS.
La figure 109 présente le profil de concentration en azote simulé à l’aide de SRIM ainsi que
les profils obtenus par SIMS après implantation et après recuit d’activation à 1250 °C et
1350 °C.
1021
1021
Concentration en azote (cm-3)
Concentration en azote (cm-3)
Non recuit
1020
1019
1020
1019
Simulation SRIM
Profil SIMS après implantation
1018
0
100
200
300
400
1018
500
0
Profondeur (nm)
100
200
300
400
500
Profondeur (nm)
(a)
(b)
Figure 109 : Profil de concentration azote (a) calculé à l’aide de SRIM et profil obtenu au SIMS après
implantation et (b) mesures SIMS après implantation, après recuit à 1250 °C et 1350 °C pendant 1h.
On note, sur la figure 109-a, que le profil de concentration en azote obtenu avec SRIM et
mesuré au SIMS après implantation coïncident. Nous retrouvons sur ces deux profils le même
171
niveau de dopage autour de 5x1020 cm-3 sur une profondeur d’environ 300 nm. Nous
confirmons ainsi une plus grande profondeur atteinte avec l’azote par rapport au phosphore
qui était d’environ 200 nm (cf. Figure 98). Sur la figure 109-b, les profils mesurés avant et
après recuit à 1250 °C et 1350 °C pendant 1 heure sont présentés. Ces profils sont quasi
superposés, montrant, comme dans le cas de l’implantation phosphore, l’absence de diffusion
de l’azote dans le 3C-SiC à ces températures.
La qualité de la couche implantée a ensuite été étudiée au FTIR. La figure 110 présente les
différents spectres réalisés sur la gamme 700-1100 cm-1 pour une couche de 3C-SiC nid, ainsi
que pour les échantillons implantés, recuits à 1250 °C - 1h, 1350 °C - 1h et 1350 °C - 4h.
120
3C-SiC nid
Reflectance (%)
100
80
60
40
20
0
700
800
900
1000
1100
Nombre d'onde (cm-1)
Figure 110 : Mesures FTIR pour une couche de 3C-SiC non intentionnellement dopé,
après implantation azote, recuit à 1250 °C – 1h, 1350 °C – 1h et 1350 °C – 4h.
Nous observons, comme pour les échantillons implantés phosphore, d’importantes variations
de la réflectivité au niveau de la bande de Reststrahlen en fonction des conditions de recuit.
L’implantation d’ions azote abaisse fortement la réflectivité dans cette gamme du spectre, qui
est réduite de 20 % à 60 %. Les recuits à 1250 °C et 1350 °C pendant 1 heure tendent à
rétablir le spectre vers celui obtenu avec une couche de 3C-SiC non implantée. Comme
observé sur le spectre de l’implantation phosphore, une plus longue durée de recuit à 1350 °C
semble dégrader à nouveau la bande de Reststrahlen.
L’étude de la qualité de la surface a été réalisée à l’aide du profilomètre optique FOGALE
nanotech par 10 mesures de 200x200 µm2 sur chaque échantillon. Ces mesures optiques ont
été complétées par des mesures à l’AFM, 3 mesures de 20x20 µm2 ont été réalisées sur
172
chaque échantillon. L’histogramme de la figure 111 montre la comparaison des mesures de
rugosité réalisées par ces 2 méthodes.
14
AFM 20x20µm²
Profilomètre optique 200x200µm²
Rugosité RMS (nm)
12
10
8
6
4
2
0
la
mp
ni
o
N
nté
Im
n
pla
té
1
C
0°
15
-1
h
1
0
25
°C
-1
h
1
0
35
°C
-1
h
50
13
°C
-2
h
50
13
°C
-4
h
implantés phosphore, mesurée au profilomètre optique et à l’AFM.
Sur cette figure, on observe les résultats de rugosité RMS de la couche de 3C-SiC avant
implantation, après implantation puis après les différentes conditions de recuit. Les barres
d’erreurs correspondent à l’écart-type. L’étude de la surface du 3C-SiC avant implantation de
l’azote, réalisée à l’aide de l’AFM et du profilomètre optique, révèle respectivement une
rugosité de 0,60 nm et de 0,75 nm. Ces deux valeurs sont très proches. Après implantation, la
rugosité obtenue par profilométrie optique est de 1,85 nm. Cette valeur est donc très
supérieure à celle obtenue avant implantation. Cette variation n’est pas constatée à l’AFM qui
ne montre pas de différence notable de rugosité avant et après implantation. Après recuit, la
rugosité évaluée au profilomètre optique reste constante autour de 1,8 nm quelle que soit la
température et la durée du recuit. En revanche, la rugosité évaluée à l’AFM, après les
différents recuits, montre des différences. En effet, nous observons une forte augmentation
avec, à la fois, la température et la durée du recuit. Ces résultats mettent en évidence la
dégradation de la surface du 3C-SiC par les recuits réalisés à haute température. La forte
augmentation de la rugosité après recuit à 1350 °C pendant 4 heures semble être responsable
de la dégradation de la réflectivité observée sur les mesures FTIR vues précédemment que ce
soit pour le phosphore ou l’azote.
Nous avons vu que les mesures réalisées au profilomètre optique montrent peu de variations
avec les différentes conditions de recuit. Ces résultats sont en désaccord avec ceux obtenus à
l’AFM. La résolution latérale du profilomètre optique semble être le paramètre responsable de
173
cette différence de résultats observée. En effet, selon l’objectif utilisé pour la mesure, la
résolution latérale varie de 2,5 µm (pour l’objectif x5) à 0,68 µm (pour l’objectif x50). Cette
valeur semble trop élevée pour permettre d’apprécier les différences de rugosité en fonction
des conditions de recuit d’activation.
Après avoir constaté ces différences, nous avons réalisé des mesures AFM sur les couches
implantées phosphore recuites à 1350 °C pendant 2 heures et 4 heures. La rugosité a été
évaluée respectivement à 5,7 nm et 19,2 nm. La rugosité semble donc avoir fortement
augmenté avec une plus longue durée de recuit à 1350 °C. Une telle dégradation de la surface
n’a pas été observée au profilomètre optique (cf. Figure 100). Ces résultats AFM
expliqueraient donc la dégradation du spectre FTIR obtenu après recuit à 1350 °C pendant
2 heures et 4 heures, à la fois pour le phosphore et l’azote.
A ce jour, les différences de résultats observées entre les mesures effectuées par AFM et par
profilométrie optique restent encore inexpliquées puisque des mesures réalisées au
profilomètre optique sur des couches de 3C-SiC/Si non poli (présentant une rugosité de
l’ordre de 8 nm) avaient montré des résultats similaires à ceux obtenus par AFM sur ces
mêmes couches (cf. Chapitre 2). Toutefois, nous sommes maintenant conscients que la
rugosité des couches implantées doit être caractérisée par AFM.
Afin d’étudier la structure cristalline de la couche implantée azote, des images STEM ont été
réalisées sur les échantillons : non recuit, recuit à 1350 °C pendant 1 heure et recuit à 1350 °C
pendant 4 heures. Des images STEM en champ clair de ces échantillons sont présentées sur
la figure 112. La figure 112-a présente une image STEM en champ clair de la couche de
3C-SiC implantée azote non recuite. On observe le platine de protection, la zone implantée
azote et le 3C-SiC nid. La zone implantée a une épaisseur d’environ 280 nm et semble
amorphe. De plus, on peut voir que les défauts dans la couche de 3C-SiC nid s’arrêtent au
niveau de la zone implantée, confortant ainsi l’idée que la zone implantée n’est plus
cristalline. Cette amorphisation du 3C-SiC, est due aux atomes implantés à température
ambiante qui ont généré beaucoup de défauts entraînant ainsi la destruction du réseau
cristallin existant. La figure 112-b présente une image STEM de la couche de 3C-SiC
implantée N et recuite à 1350 °C pendant 1 heure. On observe le platine de protection, la zone
implantée azote et le 3C-SiC nid. L’épaisseur de la zone implantée est d’environ 280 nm
comme avant le recuit. Des défauts en forme de V, similaires à ceux observés dans la zone
implantée phosphore, sont également présents dans cette zone. On observe également une
couche en surface d’épaisseur environ égale à 30 nm qui semble amorphe. La figure 112-c
174
présente une image STEM de la couche de 3C-SiC implantée N et recuite à 1350 °C pendant
4 heures. On observe à nouveau le platine de protection, la zone implantée azote et le 3C-SiC
nid. On peut voir que la couche implantée présente des défauts similaires à ceux observés
après recuit à 1350 °C pendant 1 heure. En revanche, la fine couche amorphe observée en
surface après une heure de recuit à 1350 °C n’existe plus ici. Enfin, une importante rugosité à
la surface du 3C-SiC implanté est observable sur le cliché.
Pt
Pt
zone amorphe
Zone implantée N
Zone implantée N
défauts
3C-SiC nid
3C-SiC nid
(a)
(b)
Pt
Zone implantée N
3C-SiC nid
(c)
Figure 112 : Image STEM en champ clair de la zone implantée N de l’échantillon (a) non recuit,
(b) recuit à 1350 °C pendant 1 heure et (c) recuit à 1350 °C pendant 4 heures.
A partir de ces différentes images, nous avons vu que le réseau cristallin de la couche
implantée a d’abord été détruit par les ions implantés et a ensuite été partiellement guéri après
un recuit à 1350 °C pendant 1 heure. La couche implantée et recuite présente, toutefois, de
175
nombreux défauts et une fine couche amorphe en surface. De plus, nous avons vu qu’une plus
longue durée du recuit permet de redonner au 3C-SiC implanté une structure cristalline sur
l’intégralité de la couche implantée même si celle-ci contient également de nombreux défauts.
La rugosité importante constatée suggère également que l’utilisation d’une couche de
protection pendant le recuit d’activation est probablement nécessaire.
Les échantillons non recuit et recuit à 1350 °C pendant 4 heures sont en cours d’analyse
TEM. Toutefois, l’analyse TEM de l’échantillon recuit à 1350 °C pendant 1 heure a été
réalisée. Des images TEM de la couche implantée et recuite sont présentées sur la figure 113.
Pt
Zone
zone
implantée N
amorphe
zone
implantée N
3C-SiC nid
[220]
220
111
(a)
(b)
Figure 113 : Images TEM en champ clair (a) de l’échantillon de 3C-SiC implanté N recuit à
1350 °C pendant 1h et cliché de diffraction dans l’encadré et (b) grossissement sur la région implantée.
La figure 113-a montre une image TEM en champ clair du 3C-SiC implanté azote recuit à
1350 °C pendant 1 heure ainsi que le cliché de diffraction réalisé dans la zone implantée.
Comme pour la lame réalisée sur le 3C-SiC implanté phosphore, l’axe de zone correspond à la
direction [2 2 0]. On observe, également sur ce cliché, des traînées diffuses entre les
différentes taches, caractéristiques des défauts présents dans la couche. Sur l’image TEM,
nous observons, à la fois la couche de 3C-SiC nid, surmontée de la couche bien distincte de
3C-SiC implanté azote. L’épaisseur de cette dernière est d’environ 220 nm. Cette valeur est
inférieure à l’épaisseur implantée simulée et mesurée en STEM en raison de la zone étudiée
sur la lame. En effet, lors de la préparation au FIB, le platine de protection s’est soulevé et le
3C-SiC a été gravé en surface sur quelques dizaines de nanomètres par le faisceau ionique. De
cette gravure, résulte une fine couche de 3C-SiC amorphe que l’on observe à la surface de la
176
couche implantée. Nous avons, toutefois, choisi cette image car elle montre bien les défauts
créés lors de l’implantation. Ils sont arrangés de façon similaire à ceux observés dans la
couche implantée phosphore recuite à 1350 °C pendant 1 heure. Le grossissement plus
important sur la figure 113-b montre bien les défauts en forme de V. De plus, sur cette
seconde image, réalisée dans une zone de la lame encore protégée par le platine, nous
observons une couche de 3C-SiC amorphe directement sous le platine épaisse de 30 nm
environ. Cette couche amorphe est plus épaisse que celle observée dans le cas de
l’implantation phosphore où la dose totale implantée était plus faible que la dose totale
d’azote. Nous supposons donc que l’épaisseur de cette zone amorphe en surface du 3C-SiC
peut être liée à la dose totale implantée. En effet, la zone rendue amorphe par un plus grand
nombre d’atomes d’azote, est peut-être plus difficile à guérir même après un recuit à 1350 °C
pendant 1 heure. Il resterait alors une épaisseur plus conséquente de 3C-SiC amorphe en
surface après implantation d’azote.
Figure 114 : Image HR-TEM de l’arrangement atomique dans la région
implantée azote recuite à 1350 °C pendant 1 heure.
L’image HR-TEM de la figure 114 est un grossissement de la zone implantée présentée sur la
figure 113-b. Elle illustre l’arrangement atomique dans la zone implantée recuite à 1350 °C
pendant une heure. Le 3C-SiC passe d’un réseau cristallin parfait (coin inférieur droit de
l’image), à un réseau très perturbé avec un changement systématique de la périodicité. Le
réseau cristallin a donc été partiellement recristallisé après recuit.
177
De manière générale, ces résultats mettent en évidence les modifications apportées à la
couche de 3C-SiC implanté azote puis recuit. Comme nous l’attendions, le profil de dopage
constant a bien été obtenu par l’implantation de différentes doses à différentes énergies, et ce,
sur une épaisseur plus importante que dans le cas de l’implantation phosphore. Les différents
recuits réalisés, dans le but de guérir la couche de 3C-SiC endommagée par l’implantation,
ont montré les meilleurs résultats après recuit à 1350 °C. En effet, la couche de 3C-SiC
rendue amorphe par l’implantation semble avoir partiellement retrouvé un ordre cristallin
après 1 heure de recuit. Une durée plus longue semble redonner un ordre cristallin sur
l’intégralité de la couche implantée, toutefois, une rugosité de surface plus importante du
3C-SiC a été constatée. Les défauts étendus au sein de la couche implantée après recuit ont
également été mis en évidence grâce aux images STEM et TEM.
3-3-3 Caractérisation physique des contacts en Ti-Ni réalisés sur 3C-SiC
implanté azote
Comme précédemment, nous avons réalisé des contacts en Ti-Ni dans le but de caractériser
électriquement le 3C-SiC implanté N et recuit. La lame TEM étudiée précédemment contenait
un contact en Ti-Ni recuit à 1050 °C pendant 1 minute sous argon. Nous avons donc réalisé
des images STEM ainsi qu’une étude de la répartition du Ti, du Ni, du Si et du C dans le
contact par EDS.
Zone érodée due au
retrait de la protection
Pt
Pt
Pt
Ti-Ni
Ligne
Ti-Ni
Zone implantée N
3C-SiC
3C-SiC nid
(a)
(b)
Figure 115 : (a) Image MEB d’un contact en Ti-Ni recuit à 1050 °C à l’issue de la
coupe FIB et (b) image STEM en champ clair du 3C-SiC implanté N recuit à
1350 °C - 1h et d’un contact en Ti-Ni recuit à 1050 °C - 1 min sous Ar.
178
L’image MEB de la figure 115-a, réalisée à l’issue de la coupe FIB avant amincissement de la
lame TEM, montre une vue en coupe du contact en Ti-Ni recuit à 1050 °C pendant 1 minute
sous argon. La morphologie du contact est assez semblable à ce qui a été observé
précédemment. On observe toujours des trous dans le contact dus à l’effet Kirkendall ainsi
qu’une ligne à une cinquantaine de nanomètres de la surface du contact. Sur l’image STEM
de la figure 115-b, on observe le platine de protection (coin supérieur gauche de l’image), le
contact en Ti-Ni recuit à 1050 °C pendant 1 minute sous argon, la couche implantée N et le
3C-SiC nid. On constate qu’une partie du contact est érodée en surface. Ceci est dû au retrait
de la couche de Pt lors de l’amincissement de la lame au FIB. Sur cette image, on voit que le
contact en Ti-Ni a diffusé dans la zone implantée. En effet la couche implantée est réduite à
160 nm sous le contact contre les 270 nm observés sur la figure 112. Au sein de ce contact, on
observe différents agrégats qui correspondent aux différentes phases formées après le recuit
des contacts. Nous voyons bien, également, que la zone amorphe, observée précédemment en
surface du 3C-SiC implanté, a complètement disparu du fait de la diffusion du contact.
Comme précédemment, nous allons observer les différents éléments présents dans la couche
et le contact par EDS. Les images correspondant aux éléments Ni, Ti, Si et C sont présentées
sur la figure 116.
La figure 116-b montre la superposition de l’image STEM et des deux images EDS des
éléments Ni et Ti. Le nickel est de nouveau réparti quasi uniformément dans la zone de
contact. Le titane, quant à lui, est réparti dans trois régions distinctes. En surface, on l’observe
dans la partie supérieure gauche de l’image en faible proportion. Il apparaît ensuite de façon
importante sur la ligne observée à une quarantaine de nanomètres de la surface. Enfin, pour ce
grossissement, nous observons la présence de titane à l’interface contact/3C-SiC sous forme
d’agglomérats. Certains de ces agglomérats semblent correspondre aux zones sombres situées
à l’interface contact/3C-SiC de la figure 116-a. Le carbone, quant à lui, montre une répartition
homogène dans la couche de 3C-SiC et une proportion importante également au sein du
contact. En effet, les agglomérats blancs observés sur la figure 116-a sont constitués de
carbone. On observe également une proportion non négligeable dans la partie haute du contact
au niveau de la ligne correspondant à une grande proportion de titane. Enfin, le silicium,
représenté sur la figure 116-d, est réparti de façon homogène dans le 3C-SiC. On le retrouve
dans le contact réparti de la même manière que le nickel ce qui met bien en évidence la
répartition du Ni2Si identifié par analyses DRX au début de ce chapitre.
179
Ti
Ni
(a)
(b)
Si
Agglomérats
contenant du C
Si
(c)
(d)
Figure 116 : (a) image STEM en champ clair de la zone implantée azote recuite à 1350 °C – 1h et
du contact en Ti-Ni recuit à 1050 °C – 1min. (b) Cartographie du Ni (en bleu) superposée au Ti
(en vert), (c) du C et (d) du Si présents dans la couche et le contact.
Cette étude EDS a été réalisée à un grossissement plus important que lors de l’étude présentée
précédemment sur la lame implantée phosphore. Nous avons pu observer à la fois les mêmes
répartitions de nickel et de silicium que précédemment et également mettre en évidence la
présence de titane et de carbone à l’interface contact/3C-SiC. Cette dernière donnée nous
permet de comprendre où se répartit le carbone lorsqu’il n’est plus associé au silicium qui a
diffusé dans le contact. Nous avons mentionné précédemment que pour un contact en nickel,
le carbone a tendance à remonter à la surface ou à s’agglomérer sur les parois des vides de
Kirkendall [11][13]. Dans les contacts en Ti-Ni, la proportion plus importante de carbone
dans les agglomérats situés entre l’interface et la ligne composée de titane montre que le
carbone reste piégé sous le titane. L’incorporation du titane, on l’a vu, a eu pour effet de
limiter l’augmentation de volume des contacts après recuit ainsi que leur rugosité. La
180
réduction du nombre de trous de Kirkendall montre également que le titane a permis de
réduire la vitesse de diffusion du Si dans le Ni.
3-3-4 Caractérisation électrique des contacts en Ti-Ni réalisés sur 3C-SiC
implanté azote
Après avoir étudié les caractéristiques physico-chimiques des couches implantées et des
contacts, nous allons maintenant effectuer leur caractérisation électrique. L’étude de la
caractéristique courant-tension entre deux contacts en Ti-Ni recuits à 1000 °C pendant
1 minute sous argon réalisés sur 3C-SiC implanté azote a d’abord été effectuée. La figure 117
montre les différentes caractéristiques I(V) en fonction du traitement thermique réalisé. La
caractéristique I(V) linéaire d’un contact ohmique en Ti-Ni réalisé sur 3C-SiC fortement dopé
durant l’épitaxie est également représentée.
100
Courant (mA)
50
0
-2
-1
0
1
2
-50
-100
Couche fortement dopée
Tension (V)
pour les différentes durées et températures de recuit de la couche implantée azote.
On observe sur cette figure des droites quelles que soient les conditions de durée et de
température de recuit des échantillons implantés. Ces droites soulignent l’ohmicité des
contacts ainsi réalisés. De plus, de la même manière que pour les contacts réalisés sur 3C-SiC
implanté phosphore, l’augmentation de la température de recuit favorise l’augmentation de la
pente des droites, se rapprochant ainsi de la droite caractéristique d’un contact ohmique sur
3C-SiC fortement dopé. L’augmentation de la durée de recuit à 1350 °C semble, toutefois,
augmenter la résistance des contacts. Ces résultats vont de nouveau dans le sens des
caractérisations optiques réalisées au FTIR.
L’étude a été complétée par la mesure et le calcul de la résistance spécifique de contact pour
chaque condition de température et de recuit des échantillons implantés. La figure 118
181
présente l’influence des divers traitements thermiques sur la résistance spécifique de contacts.
Les mesures ont été réalisées à la fois avec les plots TLM circulaires et avec les plots TLM
linéaires de dimension 160x200 µm2 pour deux températures de recuit des contacts.
10-2
10-3
10-4
10-5
10-6
5
11
0°
C
1h
5
12
0°
C
1h
5
13
0°
C
1h
5
13
0°
C
2h
5
13
0°
C
4h
Figure 118 : Influence du traitement thermique réalisé après implantation d’azote
dans le 3C-SiC sur la résistance spécifique des contacts en Ti-Ni.
On observe, de nouveau sur cette figure, la différence d’environ une décade dans la valeur de
la résistance spécifique de contact selon la méthode TLM utilisée. La tendance observée est,
cependant, la même. En effet, quelle que soit la méthode employée, la résistance spécifique de
contact décroît avec l’augmentation de la température de recuit. La valeur la plus faible,
évaluée à 8x10-6 .cm2, est obtenue pour le recuit à 1350 °C pendant 1 heure pour les
contacts recuits à 1000 °C pendant 1 minute. Une plus longue durée de recuit maintient
cependant ici, une résistance du même ordre de grandeur contrairement à la dégradation de ρC
observée avec l’augmentation de la durée du recuit après implantation du phosphore. De plus,
l’augmentation de la rugosité et la diminution de la réflectivité avec la durée du recuit, ne
semblent pas affecter les résultats électriques. Ces résultats sont similaires à ceux obtenus
avec les mêmes contacts réalisés sur une couche épitaxiée de 3C-SiC fortement dopé in situ,
ainsi que sur la couche implantée phosphore.
3-4 Conclusion sur les contacts ohmiques réalisés sur 3C-SiC dopé par
implantation ionique
Au travers de ces deux études sur l’implantation ionique dans le 3C-SiC, nous avons montré
que l’obtention de contacts ohmiques est possible quel que soit l’ion implanté : azote ou
phosphore. Le réseau cristallin du 3C-SiC dégradé après implantation semble en grande partie
restauré après recuit. Pour le recuit à 1350 °C d’une durée d’une heure, les images TEM
182
montrent une couche implantée avec une maille cristalline perturbée par la présence de
nombreux défauts. Ces défauts ont une forme caractéristique en V. De plus, lors de cette
étude, nous avons montré la diffusion des contacts en Ti-Ni au sein de la couche de 3C-SiC
ainsi que la répartition des éléments composants le contact. Les contacts en Ti-Ni réalisés sur
les échantillons implantés ont la plus faible valeur de résistance spécifique de contact pour
l’échantillon recuit à 1350 °C pendant 1 heure quel que soit l’ion implanté. Les résultats
obtenus sont similaires à ceux obtenus sur 3C-SiC fortement dopé durant l’épitaxie.
Dans ce chapitre, nous avons décrit la réalisation de contacts ohmiques sur 3C-SiC, présenté
leurs caractérisations et montré la faisabilité de leur intégration à une filière technologique.
Comme attendu, les contacts en nickel réalisés sur trois couches à niveaux de dopage
différents, montrent les meilleurs résultats sur la couche la plus fortement dopée. Les mesures
en température ont montré que ces contacts sont très stables jusqu’à 150 °C. L’étude de
l’influence de la température de recuit des contacts réalisés sur 3C-SiC fortement dopé a
ensuite montré de faibles valeurs de ρC pour les contacts en Ni et en Ti-Ni recuits à 1000 °C et
1050 °C. Pour les contacts en Ni, l’étude au FIB a montré la présence de trous de Kirkendall
dus à une diffusion plus rapide des atomes de Si dans le contact en Ni. Cette diffusion a pu
être limitée en ajoutant une fine couche de Ti. Nous avons montré par DRX que le recuit a
engendré la formation de Ni2Si au sein de ces contacts. L’étude de contacts en Al et en Ti-Au
a également montré une faible résistance de contact après recuit à plus basse température.
Cependant, lors de ces différentes études, nous avons constaté des résultats différents lors de
l’utilisation des différentes structures TLM. Des simulations avec l’outil R3D calculation sous
Sentaurus ont montré qu’avec un substrat de silicium dopé à 4x1018 cm-3, le courant se
propage dans le silicium. Nous avons constaté également, que plus les contacts sont grands et
plus le volume dans lequel passe le courant est important. La théorie d’extraction de ρC ne
prend pas en compte ceci, les résultats obtenus sont donc à priori majorés. Toutefois, nos
valeurs de ρC sont, à notre connaissance, parmi les plus faibles répertoriées dans la littérature.
Nos meilleurs résultats de résistance spécifique de contact obtenus à partir des motifs c-TLM
sont regroupés dans le tableau 18. Nous avons donc désormais à notre disposition différentes
conditions (type de métallisation et température de recuit) pour obtenir des contacts ohmiques
de bonne qualité sur 3C-SiC fortement dopé in situ.
183
Dans la seconde partie de ce chapitre, nous avons étudié le dopage du 3C-SiC par
implantation ionique dans le but d’obtenir des contacts ohmiques sur une zone localisée. Pour
cela, nous avons mené deux études avec l’implantation d’ions phosphore ou azote. Au travers
des différentes caractérisations des couches réalisées, nous avons vu que le réseau cristallin et
la surface du 3C-SiC sont dégradés. Le recuit à haute température guérit partiellement le
matériau endommagé. Le recuit à 1350 °C pendant une heure semble donner les meilleurs
résultats optiques et une rugosité de surface acceptable. De plus, nous avons vu que
l’épaisseur de la couche implantée est plus grande avec l’azote qu’avec le phosphore. Enfin la
caractérisation électrique de contacts en Ti-Ni a été réalisée. Les mesures I(V) ont montré des
caractéristiques linéaires, les contacts réalisés sont donc ohmiques quelle que soit l’espèce
implantée. La plus faible valeur de résistance spécifique de contact a été obtenue pour
l’échantillon recuit à 1350 °C pendant une heure pour les deux ions implantés. Les résultats
obtenus sont similaires à ceux obtenus sur 3C-SiC fortement dopé durant l’épitaxie, ils sont
également regroupés dans le tableau 18.
Dans ce chapitre, nous avons démontré l’obtention de contacts ohmiques de bonne qualité
réalisés sur 3C-SiC fortement dopé, à la fois in situ durant l’épitaxie et par implantation
ionique de phosphore et d’azote. Ces deux types de contacts vont donc pouvoir être utilisés
pour la réalisation de diodes Schottky. L’étude de différentes métallisations pour la réalisation
de ces diodes fait l’objet du chapitre suivant.
Tableau 18 : Meilleurs résultats de résistance spécifique de contact obtenus à partir des motifs c-TLM.
3C-SiC
fortement dopé in situ (>1019 cm-3)
Conditions de recuit
après implantation
Métallisation
Ni
Ti-Ni
Al
Ti-Au
Conditions de recuit
des contacts
1050 °C
1 min
(Ar)
1050 °C
1 min
(Ar)
500 °C
1 min
(Ar)
600 °C
1 min
(Ar)
ρC (.cm2)
1,5x10-5
2x10-5
1,2x10-5
2,1x10-5
184
Implanté
phosphore
Implanté
azote
1350 °C
1h (Ar)
1350 °C
1h (Ar)
Ti-Ni
Ti-Ni
1000 °C
1000 °C
1 min (Ar) 1 min (Ar)
1,7x10-5
8x10-6
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185
[19] M. Lazar, H. Vang, P. Brosselard, C. Raynaud, P. Cremillieu, J.-L. Leclercq,
186
Chapitre 4 : Réalisation de contacts Schottky
sur 3C-SiC
Une diode Schottky requiert deux types de contact. Nous avons vu précédemment que nous
obtenons des contacts ohmiques ayant une résistance spécifique de contact faible sur 3C-SiC
fortement dopé in situ ou implanté. Il nous faut maintenant identifier un métal permettant de
réaliser un contact redresseur. Dans ce chapitre, nous déterminons le facteur d’idéalité et la
hauteur de barrière du nickel et du platine au travers de deux structures : pseudo-verticale et
verticale. Le but est d’obtenir un facteur d’idéalité le plus proche de 1 et une hauteur de
barrière suffisamment haute pour limiter le courant de fuite en inverse.
La structure pseudo-verticale (structure mesa) requiert une couche fortement dopée enterrée
pour la reprise de contact ohmique et une couche supérieure de 3C-SiC non
intentionnellement dopé (nid) pour réaliser le contact Schottky. La structure verticale est plus
simple, seule une couche nid est nécessaire pour le contact Schottky. Nous utilisons la
propriété conductrice du substrat, mise en évidence avec les simulations dans le chapitre 3,
pour réaliser le contact ohmique en face arrière. Les métallisations Schottky en nickel et en
platine sont étudiées en fonction de différentes conditions de recuit.
Des mesures I(V) permettent de caractériser leur comportement électrique. Si ces diodes sont
redresseuses, le facteur d’idéalité  et la hauteur de barrière B sont déterminés selon la
méthode de calcul exposée dans le chapitre 2. Précisons d’ores et déjà que nous ne nous
intéressons pas au courant en mode inverse de façon quantitative. En effet, nous nous
attendons à un courant de fuite important compte tenu de l’absence d’isolation entre les
contacts. Ces deux structures ont été choisies dans le but d’identifier si l’un des métaux
étudiés pourra être intégré au démonstrateur Schottky.
Enfin, nous terminons ce chapitre en présentant la structure proposée pour réaliser le
démonstrateur Schottky. Les différentes étapes technologiques mises au point précédemment
pourront être intégrées à cette structure. Le procédé de fabrication de ces diodes reste à ce jour
inachevé, la caractérisation électrique ne sera donc pas présentée.
187
Chapitre 4 : Réalisation de contacts Schottky sur 3C-SiC
1- Réalisation de diodes pseudo-verticales
Dans cette partie, nous allons évaluer la hauteur de barrière B et le facteur d’idéalité 
d’anodes en nickel intégrées à une structure pseudo-verticale. Nous allons d’abord présenter
le procédé de fabrication des diodes, suivi de l’étude de la compatibilité des couches de
3C-SiC utilisées pour réaliser le composant selon ce procédé. La réalisation des différentes
étapes technologiques et les problèmes rencontrés sont ensuite exposés. Enfin, la
caractérisation des diodes est effectuée au travers de mesures I(V) pour ainsi obtenir  et B.
1-1 Procédé de fabrication
La structure pseudo-verticale consiste à reprendre le contact ohmique sur une couche de
3C-SiC n+ enterrée et réaliser le contact Schottky sur la surface de la couche de 3C-SiC nid.
Le schéma de la figure 119 représente la structure à laquelle on veut aboutir.
cathode
A
anode
(contact ohmique)
anneau de
gravure
3C-SiC nid
anode
(contact Schottky)
A’
cathode
3C-SiC n++
Si
(a)
(b)
Figure 119 : Schéma d’une diode pseudo-verticale (a) vue de dessus et
(b) vue en coupe selon l’axe AA’.
Sur la figure 119-a, le contact ohmique correspond à l’anneau entourant l’anode centrale, il
sera réalisé en Ti-Ni après gravure de la couche de 3C-SiC nid située en surface. L’anode sera
ensuite réalisée par dépôt de nickel et une étape de « lift-off » sera alors utilisée pour cela.
Cette méthode sera détaillée par la suite. La figure 119-b représente la vue en coupe de la
diode. Ce schéma met bien en évidence la gravure à réaliser pour obtenir un contact ohmique
sur la couche fortement dopée.
188
Ni
1-1-1 Réalisation du contact ohmique
a- Gravure du 3C-SiC
La gravure de l’intégralité du 3C-SiC nid est indispensable pour réaliser un contact ohmique.
De plus, la surface gravée doit être la plus lisse possible afin d’avoir un contact de bonne
qualité.
Le procédé consiste à réaliser un masque dit « dur » par photolithographie à l’aide de 300 nm
de nickel, que l’on grave ensuite à l’eau régale pour créer les ouvertures. La vue en coupe à
l’issue de ces étapes est représentée sur le schéma de la figure 120.
Figure 120 : Schéma de la structure après réalisation du masque en Ni.
La gravure du SiC est alors effectuée dans un bâti de gravure RIE classique, selon le point de
procédé établi par Lazar et al. [1], à savoir une pression dans la chambre de 8 Pa, une
puissance RF fixée à 250 W et un débit des gaz de SF6 et O2 respectivement de 25 sccm et de
6,7 sccm. La vitesse de gravure du 4H-SiC obtenue avec ces paramètres est de 0,35 µm.min-1.
Pour les mêmes débits de gaz, la pression dans notre bâti de gravure RIE est de 10 Pa. Les
premiers tests de gravure du 3C-SiC effectués à 250 W ont montré une vitesse d’environ
0,24 µm.min-1 avec des flancs de gravure relativement verticaux comme le montre l’image
MEB de la figure 121.
Ni
3C-SiC
3C-SiC
Figure 121 : Image MEB x25000 d’un plot de 3C-SiC après gravure RIE.
189
Le masque en nickel est, cependant, légèrement décollé sur les bords. L’ajout d’une fine
couche de titane pour essayer d’améliorer l’accroche du nickel lors de gravures ultérieures n’a
pas permis d’éviter ce décollement. Enfin, le fond de gravure obtenu est plutôt lisse.
L’utilisation de ces paramètres pour graver le 3C-SiC dans le but de réaliser des diodes
pseudo-verticales semble donc approprié. Après retrait du masque en nickel à l’eau régale, la
vue en coupe de la structure obtenue est représentée sur la figure 122.
Figure 122 : Schéma de la structure après gravure du 3C-SiC.
b- Vérification de l’épaisseur gravée
Nous avons utilisé le MEB ainsi qu’un profilomètre mécanique Dektak pour déterminer
l’épaisseur gravée. Cependant, il est essentiel de savoir si la couche n+ est bien atteinte à
l’issue de la gravure. Pour y parvenir, nous avons mis en place une méthode de mesure
électrique simple. A l’aide de deux pointes espacées de 25 µm (pointe Kelvin), nous
effectuons une mesure de la résistance en surface du 3C-SiC. La résistance d’une couche de
3C-SiC fortement dopé in situ pendant l’épitaxie et de la couche nid située en surface ont été
mesurées. La résistance obtenue est, respectivement, de 50  et de 20 M. Une mesure
systématique de la résistance est donc réalisée sur la couche gravée avant de retirer le masque
en nickel.
c- Réalisation du contact ohmique
Après un nettoyage selon le procédé N1, un dépôt de 20 nm de titane et de 100 nm de nickel
est réalisé par pulvérisation cathodique sur toute la surface du 3C-SiC. Les contacts sont
ensuite définis par photolithographie et gravure. Le schéma en coupe à l’issue de ces étapes
est représenté sur la figure 123. Ces contacts sont ensuite recuits par RTA à 1000 °C pendant
1 minute sous argon.
Figure 123 : Schéma de la structure après réalisation des contacts ohmiques.
190
1-1-2 Réalisation du contact Schottky par la méthode du « lift-off »
Le masque dont nous disposons permet uniquement de réaliser les contacts Schottky par
« lift-off ». Le schéma de la figure 124 montre les principales étapes à réaliser pour obtenir les
plots Schottky.





Figure 124 : Schéma de principe du procédé de « lift-off » utilisé pour
la réalisation du contact Schottky des diodes pseudo-verticales.
Le schéma n°1 de la figure 124 montre la structure pseudo-verticale en coupe dont on dispose
après les étapes de gravure et de réalisation des contacts ohmiques. La méthode du « lift-off »
consiste à déposer la résine positive Fujifilm OIR 906-12 sur toute la surface de l’échantillon.
L’étape d’alignement et de photolithographie est ensuite effectuée pour ouvrir la résine dans
191
les zones non masquées comme illustré sur le schéma n°2. Une fois la résine développée, la
zone de contact Schottky est ouverte conformément au schéma n°3. Une couche de 100 nm de
nickel est alors déposée sur toute la surface comme le montre le schéma n°4. Enfin, la résine
est retirée et le métal reste uniquement dans les ouvertures. La structure obtenue est
représentée sur le schéma n°5. La taille des contacts obtenus par cette méthode est identique à
celle du masque contrairement aux plots réalisés par gravure qui engendre toujours une
incertitude car il peut y avoir surgravure. La méthode du « lift-off » peut, cependant,
engendrer des effets de bords tels que la présence de résidus de résine ou l’arrachement partiel
du métal lors du retrait de la résine. L’inconvénient majeur de cette méthode reste l’état
d’interface entre le métal et le 3C-SiC nid puisqu’on ne peut pas effectuer un nettoyage de la
surface sous le contact Schottky après ouverture de la résine. En effet, le bain de CARO
retirerait complètement la résine. Le métal est donc déposé sur une surface qui peut contenir
des résidus de résine.
Le dépôt métallique ainsi défini est ensuite recuit à des températures comprises entre 500 et
900 °C pendant une minute sous argon pour réaliser la barrière Schottky.
1-2 Compatibilité des couches de 3C-SiC avec le composant
Pour réaliser la structure présentée précédemment, la couche épitaxiée de 3C-SiC est
composée de deux niveaux de dopage : une couche enterrée de 3C-SiC fortement dopé et une
couche nid en surface. Avant de réaliser les différentes étapes technologiques, il est important
d’établir la compatibilité des couches de 3C-SiC utilisées avec le procédé de fabrication à
réaliser. En effet, l’étape de gravure pour la reprise de contact ohmique sur 3C-SiC n+ requiert
une épaisseur du 3C-SiC homogène sur toute la plaquette. De même, la concentration en
dopant doit être homogène à la fois dans la couche nid et dans la couche n+. De plus, le
passage de la faible concentration à la forte concentration doit être le plus abrupt possible.
Nous avons vérifié ces paramètres au travers des mesures exposées dans les paragraphes
suivants.
1-2-1 Epaisseur des couches de 3C-SiC
La plaquette dont nous disposons pour effectuer les diodes pseudo-verticales a été réalisée par
le CRHEA, elle est de taille 2 pouces. Le procédé d’épitaxie employé a permis de viser une
couche n+ d’épaisseur environ égale à 1,9 µm surmontée d’une couche nid d’environ 7 µm.
L’épaisseur de 7 µm de la couche nid a été choisie pour permettre à la diode de tenir une
tension de 600 V en accord avec le champ critique du 3C-SiC de type n. Des mesures
192
d’épaisseur au FTIR ont été réalisées avant et après polissage de la surface de la plaquette
pour vérifier l’homogénéité de l’épaisseur sur la plaquette. Les résultats des mesures sont
présentés sur la figure 125.
Figure 125 : Epaisseur du 3C-SiC mesurée au FTIR en fonction de la position
par rapport au centre de la plaquette 2 pouces [2].
Sur cette figure, nous observons une épaisseur au centre de la plaquette de 9,5 µm à l’issue de
l’épitaxie des deux couches de 3C-SiC. Après polissage, l’épaisseur au centre est réduite à
8,9 µm. De plus, les différentes mesures réalisées sur le diamètre de la plaquette montrent que
l’épaisseur n’est pas constante. En effet, à 15 mm du centre de la plaquette, l’épaisseur a été
évaluée à environ 8 µm. Ceci n’est sans doute pas dû au polissage mais à l’inhomogénéité de
l’épaisseur de la couche épitaxiée. Cette variation d’épaisseur assez importante est assez
problématique. En effet, lors de l’étape de gravure du 3C-SiC, les 7 µm de la couche nid au
centre ne seront pas encore gravés alors que la couche fortement dopée sera déjà atteinte sur
les bords de la plaquette.
1-2-2 Concentration en dopants des couches de 3C-SiC
Afin de vérifier le niveau de concentration en dopants présent dans les deux couches de
3C-SiC, le profil de concentration en azote a été mesuré au SIMS. Le profil obtenu en
fonction de la profondeur dans le 3C-SiC est représenté sur la figure 126.
193
-3
1021
1020
1019
1018
1017
0
1
2
3
4
5
6
Profondeur (µm)
Figure 126 : Profils SIMS de la concentration en azote dans la couche de 3C-SiC nid/n+.
D’après le profil présenté, la couche, à l’endroit du cratère, a une épaisseur d’environ 5 µm au
lieu des 8,9 µm mesurés au centre de la plaquette. Ceci est dû au fait que le faisceau d’ions
primaires a été ciblé à 3,5 mm du bord de la plaquette. Le profil de concentration en azote
montre que sur 4 µm, il n’y a pas d’azote détecté en raison du seuil de détection de l’azote
avec le SIMS qui est inférieur à 1018 cm-3. Au-delà de 4 µm, la concentration en azote
augmente de façon abrupte pour atteindre un niveau de 3x1019 cm-3 sur environ 1 µm de
profondeur. On retrouve également un pic de concentration en queue de profil. Ce pic
correspond probablement à un phénomène de ségrégation à l’interface 3C-SiC/Si où l’on
observe une accumulation d’azote. Ce profil SIMS montre bien les deux niveaux de dopage
recherchés et surtout le passage abrupt du faible dopage au fort niveau de dopage, comme
nous le souhaitions.
1-2-3 Rugosité de la surface du 3C-SiC
La réalisation de contacts Schottky nécessite une interface contact/3C-SiC la plus propre et la
moins rugueuse possible afin d’éviter la création d’états d’interfaces pouvant perturber le
fonctionnement de la diode. Nous avons donc évalué la rugosité de la surface du 3C-SiC à
l’aide de l’AFM. Une image 2D, présentée sur la figure 127, montre la faible rugosité
présente sur la surface. On observe quelques rayures dues au polissage.
194
Figure 127 : Image 2D de la surface du 3C-SiC nid réalisée à l’AFM en 20x20 µm2.
La rugosité RMS moyenne, obtenue à partir de la moyenne de trois mesures de côté
20x20 µm2, est de 0,45 nm. L’état de surface du 3C-SiC est donc optimal pour la réalisation
de contacts Schottky.
Dans cette partie, nous avons vu que l’inhomogénéité de l’épaisseur de la couche risque de
poser des problèmes lors de l’étape de gravure pour la réalisation des contacts ohmiques.
Nous devrons donc considérer une zone d’exclusion sur le bord des plaquettes pour la
réalisation des diodes. Nous avons vu également que les couches à notre disposition ont le
dopage souhaité et ont un état de surface de bonne qualité rendant ainsi possible la réalisation
des diodes pseudo-verticales.
1-3 Réalisation des diodes pseudo-verticales
Dans cette partie, nous allons présenter les différentes étapes technologiques réalisées et les
problèmes rencontrés au cours du procédé.
1-3-1 Gravure plasma du 3C-SiC nid/n+
Quatre échantillons issus de la plaquette 2 pouces ont été utilisés pour cette étude. Le schéma
de la figure 128 montre la répartition des échantillons sur la plaquette 2 pouces.
195
L’échantillon 1 est situé en bord de plaquette. L’épaisseur du SiC est



donc très inférieure à 8 µm. Cet échantillon a été utilisé dans le but de
valider le protocole de gravure et de mesure. La gravure a été effectuée

en deux étapes sur cet échantillon. La première gravure a été réalisée
pendant 15 minutes selon les conditions vues précédemment.
Figure 128 : Schéma de
L’échantillon a été caractérisé au MEB à l’issue de la gravure. Deux
la plaquette 2˝ nid/n+.
images sont présentées sur la figure 129 ci-dessous.
Ni
Ni
3C-SiC
3C-SiC
Si
3C-SiC
(a)
(b)
Figure 129 : Image MEB (a) x7000 d’un plot de 3C-SiC et (b) x4000 d’un plot de
SiC où le silicium a été atteint après gravure pendant 15 min.
Le plot représenté sur la figure 129-a est situé à 10 mm du bord de la plaquette. Il montre une
épaisseur de 3C-SiC gravé de 3,6 µm. La vitesse de gravure est donc la même que celle
déterminée lors des tests de gravure, soit 0,24 µm.min-1. Le profil du plot est légèrement
concave et le fond de gravure présente quelques pics hauts de quelques centaines de
nanomètres. La résistance mesurée sur la surface gravée, est dans une gamme encore très
supérieure à celle obtenue sur 3C-SiC n+ mentionnée précédemment. Nous supposons donc
que la couche de 3C-SiC n+ n’est pas atteinte. En revanche, le plot de la figure 129-b est situé
en bord de plaquette, il a été entièrement gravé. Le silicium sous-jacent a également été gravé.
Les épaisseurs gravées de 3C-SiC et de Si sont respectivement de 3,3 µm et de 1,7 µm. Ce
résultat était attendu compte tenu de l’inhomogénéité d’épaisseur sur la plaquette.
Afin de graver l’intégralité de la couche de 3C-SiC nid au niveau des plots plus éloignés du
bord, nous avons effectué une seconde étape de gravure pendant 10 minutes supplémentaires
selon les mêmes conditions. Suite à cette seconde gravure, la résistance a été mesurée en
surface du 3C-SiC gravé. Elle a été évaluée à environ 100 . La couche de 3C-SiC n+ semble
196
donc désormais atteinte. Des images MEB ont été réalisées à l’issue de cette dernière étape.
Elles sont présentées sur la figure 130.
Ni
Ni
3C-SiC
ligne de démarcation
(a)
3C-SiC gravé
(b)
3C-SiC gravé
(c)
Figure 130 : Image MEB (a) x10000 du profil de gravure d’un plot, (b) x1000 et (c)
x2000 de la surface gravée après 15 + 10 minutes de gravure.
La figure 130-a montre le profil de gravure d’un plot de 3C-SiC gravé. On observe une ligne
de démarcation qui correspond aux deux gravures effectuées. L’épaisseur totale gravée est de
5,8 µm. La figure 130-b montre l’état de surface obtenu à l’issue des deux gravures. La
surface est parsemée de pics de SiC pouvant atteindre jusqu’à 3 µm de hauteur. La
figure 130-c montre la surface gravée en bord de motif. La densité de pics sur le fond de
gravure est bien plus importante, elle est surtout localisée au bord du motif. Ceci peut être dû
à du micro-masquage provenant du masque. Des résidus de nickel sont expulsés sur la surface
à graver et empêchent la gravure en différents points localisés. En général, le micro-masquage
est constaté avec un masque en aluminium [1][3][4]. Des études ont également montré que le
phénomène de micro-masquage peut provenir de la cathode ou du support [5]. En effet, la
cathode est en général beaucoup plus grande que l’échantillon à graver. Les résidus
provoquant le micro-masquage peuvent donc être issus de la gravure de cette dernière. Dans
le bâti de gravure utilisé dans ce travail, la cathode, en acier inoxydable, est recouverte de
graphite dans le but d’éviter la formation de résidus et de focaliser le plasma. Cependant,
l’équipement est utilisé pour graver différents matériaux tels que des nitrures, des oxydes, des
polymères et également de nombreux métaux. Bien qu’un nettoyage systématique par un
plasma d’O2 ait été réalisé avant et après chaque gravure, des résidus de ces gravures, non
évacués par le pompage de la chambre, peuvent être présents en surface du graphite et se
redéposer sur le 3C-SiC lors du procédé de gravure.
La rugosité de la surface gravée a été mesurée au profilomètre optique. Deux images de la
surface gravée de l’échantillon 1 sont présentées sur la figure 131.
197
(a)
(b)
Figure 131 : Image 3D de la surface du 3C-SiC gravée, réalisée au profilomètre optique en 100x100 µm2, (a) sur
une zone peu rugueuse et (b) sur une zone très rugueuse de l’échantillon 1.
La figure 131-a correspond à une image 3D de la surface gravée : on observe une rugosité
faible. La rugosité RMS a été évaluée à 1,5 nm sur ce type de surface et une rugosité pic à pic
de 15 nm. En revanche, la figure 131-b montre une surface gravée très perturbée. La rugosité
RMS a été évaluée à 10 nm avec des valeurs pic à pic pouvant atteindre 110 nm. L’état de la
surface du 3C-SiC gravé sur l’échantillon 1 est donc très inhomogène. Nous verrons par la
suite les conséquences de cette rugosité.
Le même procédé a été utilisé pour graver l’échantillon 2. La durée de gravure a directement
été fixée à 25 minutes. L’épaisseur gravée a été mesurée au MEB à 6 µm. Du micromasquage est également observé sur les bords des motifs uniquement.
Après avoir validé le procédé de gravure sur les échantillons 1 et 2, la gravure des
échantillons 3 et 4 a été effectuée selon ce procédé. Pour ces deux échantillons, nous avons
obtenu un fond de gravure très rugueux, comme le montre l’image MEB de la figure 132.
3C-SiC non gravé
3C-SiC gravé
Figure 132 : Image MEB x5000 de la surface gravée de 3C-SiC.
198
Sur cette image, on constate que le micro-masquage a été très important, des pics de quelques
centaines de nanomètres sont observés sur la surface gravée. On retrouve cette rugosité très
importante sur toutes les parties gravées des deux échantillons. Suite à ces gravures du SiC de
mauvaise qualité et à de nombreuses expériences similaires constatées par les autres
utilisateurs de l’équipement, celui-ci a été envoyé en maintenance pour un nettoyage complet
de la chambre du réacteur de gravure et un réglage de la source RF.
Toutefois, le procédé de fabrication des diodes a pu être poursuivi sur les échantillons 1 et 2.
Les contacts ohmiques en Ti-Ni ont été réalisés sur la surface gravée, cette étape fait l’objet
du paragraphe suivant.
1-3-2 Contacts ohmiques sur 3C-SiC gravé
a- Réalisation et caractérisation physique des contacts en Ti-Ni
Après nettoyage de la surface du 3C-SiC selon le procédé N1, les contacts en Ti-Ni ont été
réalisés. Les contacts ont ensuite été recuits selon le point de procédé défini dans le chapitre 3,
à savoir 1000 °C pendant 1 minute sous argon. Une image réalisée au microscope optique
Normarsky présentée sur la figure 133 montre les contacts réalisés.
3C-SiC non gravé
3C-SiC gravé
Contact en Ti-Ni
Figure 133 : Image réalisée au microscope optique (x5) des contacts ohmiques.
Des motifs TLM sont également présents sur le masque, à la fois sur les zones gravées et sur
des zones non gravées afin de caractériser la résistance spécifique des contacts sur les deux
types de couche. Des images MEB de ces contacts ont été réalisées à différents endroits des
échantillons. Ces images sont présentées sur la figure 134.
199
Ti-Ni
Ti-Ni
3C-SiC non gravé
Ti-Ni
3C-SiC gravé
(a)
3C-SiC gravé
(b)
(c)
Figure 134 : Image MEB x8000 de la surface d’un contact en Ti-Ni recuit à 1000 °C – 1 min réalisé sur 3CSiC (a) non gravé, (b) gravé faiblement rugueux et (c) gravé présentant des pics.
Sur la figure 134-a, on observe la surface d’un contact en Ti-Ni et la surface du 3C-SiC non
gravé. La surface du contact est peu rugueuse, comme celle obtenue avec les contacts en
Ti-Ni réalisés sur 3C-SiC fortement dopé in situ présentés dans le chapitre 3. La figure 134-b
montre un contact en Ti-Ni réalisé sur la surface gravée du 3C-SiC. Sur cette dernière, on
observe quelques points blancs, à la fois sur le contact et sur le 3C-SiC, qui correspondent à
quelques pics de SiC comme ceux observés précédemment. Enfin, la figure 134-c montre une
partie de l’échantillon où la surface gravée obtenue est composée d’une grande densité de pics
de SiC. La faible épaisseur de la métallisation ne suffit pas à recouvrir tous les pics. Ces
contacts ne permettent pas de réaliser des diodes puisque le positionnement des pointes de
mesure est rendu impossible avec la présence des pics. Ces caractérisations des contacts,
réalisées au MEB, montrent que la qualité de la surface du 3C-SiC gravé est primordiale pour
obtenir un contact ohmique de bonne qualité.
Dans la suite, la résistance spécifique de contact va être évaluée uniquement pour les contacts
réalisés sur le 3C-SiC nid non gravé et sur le 3C-SiC n+ ayant une surface faiblement
rugueuse.
b- Caractérisation électrique des contacts en Ti-Ni
L’étude a été complétée par la détermination de la résistance spécifique de contact par la
mesure de TLM linéaires de taille 160x200 µm2 non isolés. Les contacts réalisés sur 3C-SiC
nid non gravé et sur 3C-SiC n+ gravé ont été mesurés avant et après recuit. Avant recuit, ρC a
été évaluée à 1,3x10-3 .cm2 et à 3,4x10-4 .cm2 respectivement pour les contacts réalisés sur
3C-SiC nid et sur 3C-SiC fortement dopé. Après recuit à 1000 °C pendant 1 minute, les
contacts sur 3C-SiC nid ne présentent plus une caractéristique ohmique. Les contacts réalisés
sur 3C-SiC n+ gravé présentent une résistance spécifique de contact, après recuit, de
2,2x10-4 .cm2. La résistance obtenue est du même ordre de grandeur que celle obtenue
précédemment sur une couche de 3C-SiC fortement dopée durant l’épitaxie n’ayant pas subi
200
de gravure. Cette faible résistance de contact va permettre le passage du courant dans la diode
Schottky et donc la mesure de la structure pseudo-verticale complète. Ces résultats nous
permettent également de confirmer que la couche n+ a bien été atteinte.
1-3-3 Contacts Schottky
Pour cette première étude des contacts Schottky, nous avons choisi de réaliser l’anode en
nickel. En effet, dans la littérature, plusieurs études de contacts en nickel sur 3C-SiC nid ont
montré des propriétés redresseuses (cf. Tableau 4 du chapitre 1). Nous avons donc évalué ces
contacts pour différentes températures de recuit comprises entre 500 °C et 900 °C. Une étude
de la caractéristique courant-tension des diodes ainsi réalisées est effectuée. Avant d’étudier
les caractéristiques électriques obtenues avec ces diodes, une caractérisation physique des
contacts a été réalisée et est présentée ci-dessous.
a- Réalisation et caractérisation physique des contacts en nickel
Les contacts ont été réalisés, sans nettoyage préalable de la surface du 3C-SiC, en déposant
100 nm de nickel. Les motifs ont été définis selon le procédé de « lift-off » présenté
précédemment. Nous avons ensuite effectué différents recuits entre 500 °C et 900 °C pendant
1 minute sous argon. L’état de surface des contacts a été caractérisé à l’aide du MEB. Les
images, pour chaque recuit réalisé, sont présentées sur la figure 135.
(a)
(b)
(d)
(e)
(c)
Figure 135 : Image MEB x8000 de la surface d’un contact en Ni recuit pendant 1 minute sous
argon à (a) 500 °C, (b) 600 °C, (c) 700 °C, (d) 800 °C et (e) 900 °C.
201
La figure 135-a présente un contact en Ni recuit à 500 °C pendant 1 minute sous argon. La
surface est faiblement rugueuse. Le contact recuit à 600 °C, présenté sur la figure 135-b, est
très semblable au précédent. Après recuit à 700 °C (cf. Figure 135-c), on voit apparaître une
granulosité de plus en plus importante qui s’amplifie avec l’augmentation de la température.
Les contacts recuits à 800 °C (cf. Figure 135-d) et 900 °C (cf. Figure 135-e) sont semblables
aux contacts en Ni obtenus après recuit à 950 °C, observés dans le chapitre 3. Nous pouvons
donc dire que différentes phases se sont formées lors des recuits. L’absence d’étude DRX sur
ces contacts ne nous permet pas de les identifier.
Ces différents contacts ont ensuite été caractérisés électriquement par des mesures I(V). Les
résultats du facteur d’idéalité et de la hauteur de barrière, obtenus pour chaque contact, sont
présentés dans le paragraphe suivant.
b- Caractérisation électrique des anodes en nickel
Pour chaque température de recuit, nous avons réalisé des mesures I(V). Les courbes de la
densité de courant J en fonction de la tension, obtenues avec les plots de 0,025 mm2, sont
représentées sur la figure 136. La densité de courant est exprimée en µA.mm-2, unité
usuellement retenue à STMicroelectronics.
-2
J(µA.mm )
107
4x106
106
2x106
105
-2
J(µA.mm )
500°C 1min
600°C 1min
700°C 1min
800°C 1min
900°C 1min
6x106
U(V)
0
-35
-30
-25
-20
-15
-10
-5
0
5
104
103
-2x106
500°C
600°C
700°C
800°C
900°C
102
-4x106
101
0.0
-6x106
0.2
0.4
0.6
0.8
1.0
1.2
1.4
U(V)
(a)
(b)
0,025 mm2 recuits entre 500 °C et 900 °C réalisées sur 3C-SiC (100).
Le faisceau de courbes obtenu, représenté sur la figure 136-a, montre que les contacts recuits
à 500 °C et 600 °C, présentent une caractéristique ohmique. En revanche, les contacts recuits
entre 700 et 900 °C présentent une caractéristique redresseuse. La tension en inverse n’excède
pas 33 V pour le seuil de densité de courant fixé ici par les pointes à 4x106 µA.mm-2 qui
202
correspond à un courant maximum de 100 mA. Nous sommes donc très loin des 600 V
recherchés. Toutefois, ce résultat s’explique en raison de l’absence de protection périphérique
de la diode, du manque de passivation des flancs de gravure et du manque d’isolation entre les
contacts.
En mode direct, les courbes J(V) pour les contacts recuits entre 500 °C et 900 °C sont
représentées en échelle semi-logarithmique sur la figure 136-b. Les contacts recuits à 500 et
600 °C ont une caractéristique directe ohmique. Les contacts recuits à 800 °C et 900 °C
montrent une caractéristique directe représentative de contacts Schottky avec une partie
linéaire conforme au modèle thermoïonique. En revanche, les contacts recuits à 700 °C, qui
ont la caractéristique inverse d’une diode, montrent une caractéristique plus arrondie en mode
direct, sans réelle partie linéaire. Pour ces derniers et pour les contacts recuits à 800 et 900 °C,
nous avons déterminé le facteur d’idéalité et la hauteur de barrière pour les trois tailles de
contacts présents sur le masque. Les résultats sont présentés sur la figure 137.
6
1.0
0,038mm²
0,032mm²
0,025mm²
5
0,038mm²
0,032mm²
0,025mm²
0.8
4
B(eV)

0.6
3
0.4
2
=1
1
0.2
0
0.0
700°C 1min
800°C 1min
900°C 1min
700°C 1min
(a)
800°C 1min
900°C 1min
(b)
contacts en Ni recuits à 700 °C, 800 °C et 900 °C.
La figure 137-a représente le facteur d’idéalité calculé pour les trois tailles de diode et pour
chaque température de recuit. On constate que ce facteur décroît à mesure que la surface de la
diode diminue. On observe également que le facteur d’idéalité a tendance à diminuer avec
l’augmentation de la température de recuit. La plus faible valeur de  évaluée à 1,99 est
obtenue avec une diode de 0,025 mm2 après recuit à 900 °C pendant 1 minute sous argon. Ce
résultat est très supérieur au cas idéal où  est égal à 1. Nous attribuons ces résultats élevés à
un mauvais état d’interface entre le métal et le semiconducteur. En effet, la méthode du
« lift-off », employée pour réaliser les diodes, n’est pas idéale pour obtenir de bons contacts
203
Schottky en raison d’un état de surface avant dépôt du métal non contrôlé. De plus, les flancs
de gravure peuvent contenir des résidus de résine favorisant également les états d’interface.
La figure 137-b présente la hauteur de barrière B calculée pour les trois tailles de diode et
pour chaque température de recuit. Nous constatons que B augmente lorsque la taille de la
diode diminue. De plus, les hauteurs de barrière obtenues après recuit à 800 °C et 900 °C sont
très similaires et sont inférieures à 0,50 eV. La valeur de B associée au facteur d’idéalité de
1,99 obtenu après recuit à 900 °C est de 0,49 eV. Cette valeur de hauteur de barrière est plus
faible que les valeurs obtenues dans la littérature pour le nickel sur 3C-SiC qui sont en général
supérieures à 0,55 eV (cf. Tableau 4 du chapitre 1). De plus, les résultats de la littérature, pour
lesquels le traitement thermique réalisé est précisé, sont obtenus à partir de contacts en Ni non
recuits ou recuits à des températures inférieures ou égales à 600 °C. Nos résultats sont donc
très différents de la littérature puisque pour nos contacts, le comportement Schottky est
constaté après recuit à une température supérieure à 600 °C.
1-4 Conclusion sur les diodes pseudo-verticales réalisées sur 3C-SiC
Dans cette étude, nous avons montré le procédé utilisé pour obtenir des diodes pseudoverticales. Un empilement de couches de 3C-SiC n+/nid a été utilisé. Une étape de gravure a
donc été nécessaire pour atteindre la couche n+ dans le but de réaliser les contacts ohmiques.
Nous avons obtenu, après gravure du 3C-SiC, des flancs relativement droits et, dans un
premier temps, un fond de gravure de bonne qualité. Cependant, la gravure effectuée dans un
bâti également utilisé pour la gravure de nombreux métaux a posé problème avec l’apparition
d’un fond de gravure très rugueux dû à un phénomène de micro-masquage.
Les contacts ohmiques réalisés sur la surface gravée du 3C-SiC n+ montrent une résistance
spécifique de contact similaire à celle obtenue pour des contacts réalisés sur du 3C-SiC
fortement dopé non gravé.
Les anodes en Ni réalisées sur la surface de 3C-SiC nid, par la méthode du « lift-off », ont été
recuites à des températures comprises entre 500 °C et 900 °C. Les caractéristiques J(V)
montrent que pour les anodes recuites en deçà de 700 °C, les caractéristiques observées sont
ohmiques. En revanche, pour des températures supérieures à 600 °C, le comportement des
diodes est bien redresseur. Le facteur d’idéalité obtenu pour ces dernières reste cependant
élevé et les hauteurs de barrières obtenues sont faibles par rapport aux résultats de la
littérature. Ces différences sont attribuées à un état de surface non contrôlé entre la
métallisation et le 3C-SiC en raison de l’utilisation de la méthode de « lift-off ». Cette étude a
204
été arrêtée suite à la non-répétabilité des résultats de gravure et à la constatation de l’impact
négatif du « lift-off ».
Bien que ces résultats soient décevants, nous avons mis en évidence le comportement
Schottky du nickel sur le 3C-SiC à notre disposition. Des études complémentaires seraient,
cependant, nécessaires pour améliorer le facteur d’idéalité et la hauteur de barrière,
notamment en réalisant les contacts Schottky par gravure du métal déposé sur une surface
nettoyée.
2- Réalisation de diodes verticales sur 3C-SiC (100)
Suite aux problèmes rencontrés dans le procédé de fabrication des diodes pseudo-verticales,
nous avons choisi d’utiliser une structure verticale. De plus, la mise en évidence, dans le
chapitre 3, de la propagation du courant dans le substrat de silicium peu résistif nous a
conduits à effectuer les expériences qui vont suivre. Dans ce type de diode, la propreté de
l’interface métallisation/3C-SiC est contrôlée en réalisant un nettoyage systématique du
3C-SiC avant dépôt du métal. Avant de présenter succinctement le procédé de fabrication des
diodes puis les résultats électriques obtenus, nous allons nous intéresser à l’état de surface du
matériau à notre disposition.
2-1 Caractérisation de la surface de la couche de 3C-SiC (100) utilisée
Pour réaliser cette étude, nous avons utilisé une couche de 3C-SiC nid d’orientation cristalline
(100), épitaxiée sur silicium faiblement résistif (0,01-0,05 .cm) de type n. L’épaisseur de la
couche de 3C-SiC est d’environ 6 µm et l’épaisseur du silicium est de 525 ± 25 µm. A l’issue
du polissage réalisé par NOVASiC, la rugosité RMS de la surface a été évaluée à partir de
trois mesures AFM de 20x20 µm2. La rugosité moyenne obtenue est de 0,60 ± 0,02 nm. L’une
des images de cette surface faiblement rugueuse est présentée à la figure 138. On observe tout
de même des rayures dues au polissage.
205
2-2 Réalisation des diodes
La structure à réaliser est plus simple que la précédente puisqu’elle est verticale et ne
nécessite pas d’étape de gravure de la couche de 3C-SiC. Après un nettoyage de type N1,
l’anode circulaire est réalisée en surface du 3C-SiC. Deux métaux sont étudiés : le nickel et le
platine. A l’issue du dépôt du métal, les plots sont définis par photolithographie. Vient ensuite
l’étape de gravure du métal. La gravure du nickel est effectuée à l’eau régale
[HCl : HNO3 : H2O (1 : 2 : 2)] à température ambiante. Le platine, quant à lui, est également
gravé à l’eau régale mais à 70 °C dans les proportions [HCl : HNO3 (8 :1)]. Les contacts sont
ensuite recuits à des températures comprises entre 500 et 900 °C pendant 1 minute sous argon.
La cathode est enfin réalisée par un simple dépôt métallique sur la face arrière de la plaquette,
à savoir sur le silicium faiblement résistif. L’empilement Ti-Ni-Au a été choisi car il s’agit du
contact ohmique standard utilisé chez STMicroelectronics sur silicium de type n+. Les
épaisseurs de Ti-Ni-Au sont respectivement de 100 nm, 300 nm et 50 nm. Aucun traitement
thermique n’est réalisé pour ce type de contact. La figure 139 présente à la fois, les plots
réalisés en surface du 3C-SiC et le schéma de la structure verticale réalisée.
206
0,7 mm2
anode
3C-SiC(100) nid (6 µm)
0,17 mm2
Si(100) (0.01-0.05.cm)
(52525 µm)
0,05 mm2
cathode
(a)
(b)
Figure 139 : (a) Image (x5) réalisée au microscope Normarsky de plots en
Ni et (b) schéma d’une diode verticale.
Le masque à notre disposition contient plusieurs tailles d’anodes, comme le montre la
figure 139-a. Les mesures électriques réalisées dans la suite seront effectuées uniquement sur
les diodes de taille 3 mm2, 0,7 mm2 et 0,17 mm2.
2-3 Caractérisation électrique des diodes réalisées sur 3C-SiC (100)
2-3-1 Contacts en nickel
a- Influence des différents recuits sur les courbes J(V)
Comme dans la partie précédente, nous avons réalisé des mesures I(V) sur les différents
contacts recuits. Les courbes J(V) obtenues à partir des contacts de taille 0,17 mm2 sont
représentées sur la figure 140.
J(µA.mm-2)
8e+5
500°C 1min
600°C 1min
700°C 1min
800°C 1min
900°C 1min
106
6e+5
105
4e+5
U(V)
0
-100
-80
-60
-40
-20
0
-2e+5
J(µA.mm-2)
104
2e+5
103
102
101
500°C 1min
600°C 1min
700°C 1min
800°C 1min
900°C 1min
-4e+5
100
-6e+5
10-1
0.0
-8e+5
0.2
0.4
0.6
0.8
U(V)
(a)
(b)
207
1.0
1.2
Le faisceau de courbes de la figure 140-a montre que les contacts recuits à 700 °C et à 900 °C
présentent une caractéristique plutôt ohmique. Les contacts recuits à 500 °C, 600 °C et 800 °C
montrent une caractéristique redresseuse. On peut voir que les diodes recuites à 600 °C et
800 °C atteignent l’avalanche respectivement pour une tension de 80 V et 48 V. De la même
manière que dans la structure pseudo verticale vue précédemment, la tension atteinte ici est
loin des 600 V fixés dans le cahier des charges. Nous attribuons ces résultats à l’absence de
protection périphérique et de diélectrique de passivation.
Sur la figure 140-b, la caractéristique I(V) en polarisation directe est représentée en échelle
semi-logarithmique. Les courbes correspondant aux contacts recuits à 700 °C et 900 °C ne
présentent pas de zone linéaire, les contacts sont donc ohmiques. La courbe J(V) directe du
contact recuit à 800 °C est caractéristique d’un contact Schottky. En effet, elle possède un
premier point d’inflexion à faible tension, suivi d’une partie linéaire et un second point
d’inflexion qui montre la contribution de la résistance série. Les courbes correspondant aux
recuits à 500 °C et 600 °C sont un peu différentes car elles montrent trois points d’inflexion.
L’un, est situé à faible tension, suivi d’une courte partie linéaire interrompue par un second
point d’inflexion autour de 0,3 – 0,4 V. Enfin un dernier changement de pente a lieu autour de
0,5 V. Dans sa thèse, D. Defives a obtenu des courbes J(V) ayant une allure similaire avec des
contacts Schottky en Ti ou en Ti-Si recuits à 800 °C réalisés sur 4H-SiC [6]. Ceci a été
attribué à l’hétérogénéité des diodes qui peut être due à des problèmes de préparation de
l’interface métal/SiC ou encore à la présence de plusieurs phases à l’interface après recuit qui
induisent plusieurs barrières de potentiel en parallèle. Les modes de conduction décrits dans le
chapitre 2 ne correspondent pas à ce type de diode. Le modèle le plus simple pour expliquer
nos caractéristiques est un modèle à double hauteur de barrière [7][8]. Dans ce cas, on
considère deux diodes indépendantes en parallèle comme le montre la figure 141-a.
208
106
105
DH
104
-2
J(µA.mm )
DB
RsB
RsH
103
102
101
500°C 1min
Contribution barrière haute
Contribution barrière haute
100
10-1
0.0
0.2
0.4
0.6
0.8
1.0
1.2
U(V)
(a)
(b)
Figure 141 : (a) Schéma électrique du modèle à double barrière et (b) caractéristique J(V)
d’un contact en Ni recuit à 500 °C - 1 min sous Ar.
Sur le schéma de la figure 141-a, la première diode possède une hauteur de barrière basse, elle
est en série avec une résistance RsB. La seconde diode a une hauteur de barrière plus haute,
elle est en série avec une résistance RsH. Sur la caractéristique J(V) représentée sur la
figure 141-b, on voit que la contribution du courant de la diode à barrière basse est plus forte
à basse tension. Sa résistance série vient limiter ensuite son courant à plus forte tension. La
diode à barrière haute devient alors prépondérante. Notre méthode d’extraction des
paramètres  et B exposée dans le chapitre 2 n’est donc pas valable pour les contacts recuits
à 500 °C et 600 °C qui présentent tous deux une double barrière.
Une hypothèse supplémentaire est à prendre en compte. D’après H. Norde, le contact réalisé
en face arrière peut ne pas être ohmique et également présenter une barrière de potentiel [9].
Nous pensons que cette seconde hypothèse est moins probable que la première puisque le
silicium sous le 3C-SiC est conducteur. De plus, les échantillons sont issus de la même
plaquette et cette double barrière n’est pas observée pour chaque échantillon. La présence de
trous à l’interface 3C-SiC/Si ainsi que la couche de carburation peuvent également induire
une barrière. Ces hypothèses n’ont néanmoins pas pu être vérifiées.
Dans ce travail, le but est de réaliser une diode Schottky homogène. Nous ne nous sommes
donc pas penchés sur l’extraction des paramètres des diodes hétérogènes. Le paragraphe
suivant présente donc les résultats de  et B obtenus pour les diodes homogènes, à savoir
celles réalisées avec des contacts en nickel recuits à 800 °C pendant 1 minute sous argon.
209
b- Détermination de  et B pour les contacts recuits à 800 °C
Les résultats de  et B pour les contacts recuits à 800 °C sont présentés sur les graphiques de
la figure 142. Pour chaque taille de contact, trois mesures ont été réalisées. Ainsi, les résultats
présentés correspondent à la moyenne des trois valeurs obtenues de  et B. Les barres
représentent l’écart-type.
3.0
1.0
2.5
0.8
2.0
=1
B(eV)

0.6
1.5
0.4
1.0
0.2
0.5
0.0
3m
m²
0,7
mm
²
7m
0,1
0.0
m²
m²
3m
(a)
²
mm
0,7
m²
7m
0,1
(b)
Figure 142 : (a) Facteur d’idéalité et (b) hauteur de barrière calculés pour les
trois tailles de contacts en Ni recuits à 800 °C.
Sur la figure 142-a, on constate que le facteur d’idéalité des diodes est proche de 2 quelle que
soit la taille des contacts. Les contacts les plus grands (3 mm2) montrent la plus grande valeur
évaluée à 2,15. Les contacts de 0,17 et 0,7 mm2 ont un facteur d’idéalité d’environ 1,9. On
notera également que la dispersion des valeurs pour les contacts de 3 mm2 est la plus
importante. Pour les contacts de 0,17 et 0,7 mm2, la dispersion de  est faible.
La figure 142-b indique l’évolution de la hauteur de barrière en fonction des différentes tailles
des contacts en nickel recuits à 800 °C. La hauteur de barrière est d’environ 0,54 eV. La
dispersion des valeurs obtenues est très faible quelle que soit la taille des contacts.
Le facteur d’idéalité obtenu reste assez élevé et la hauteur de barrière encore trop faible pour
pouvoir intégrer ce type de contact dans un dispositif complet. De plus, la hauteur de barrière
théorique du nickel est d’environ 1,1 eV, les résultats de cette étude sont donc très inférieurs à
la valeur théorique mais restent tout de même proches des valeurs de B de la littérature
(cf. Tableau 4 du chapitre 1). L’étude a été réalisée en utilisant le même nettoyage de la
surface du 3C-SiC que celui utilisé pour réaliser les contacts ohmiques. Une étude de
différents nettoyages permettrait peut-être d’améliorer ces résultats. Nous nous sommes
limités dans ce travail, à étudier l’effet du décapage ionique réalisé avant dépôt du métal, les
résultats sont présentés dans le paragraphe suivant.
210
c- Etude de l’effet du décapage ionique avant dépôt du nickel sur  et B
Afin de voir l’influence du décapage ionique à l’argon réalisé avant le dépôt du nickel, nous
avons étudié trois échantillons A, B et C. Le nettoyage N2 (CARO + HF + RCA + HF) vu
dans le chapitre 3 a été réalisé pour chaque échantillon. Le décapage ionique à l’argon est
réalisé in situ dans le bâti de pulvérisation cathodique, à une puissance de 100 W sous une
pression de 15 mtorr. Il a été effectué sur l’échantillon B pendant 30 secondes et sur
l’échantillon C pendant 1 minute avant dépôt du nickel (cf. Tableau 19).
Tableau 19 : Traitement réalisé avant dépôt du Ni.
Echantillon
A
B
C
Nettoyage
N2 sans décapage
N2 et décapage ionique
30s
N2 et décapage ionique
1 min
Les contacts ont enfin été recuits à 800 °C pendant 1 minute sous argon. Le facteur d’idéalité
et la hauteur de barrière ont été calculés pour chaque échantillon. Une mesure I(V) a été
réalisée par taille de contact. Les courbes J(V) obtenues pour les contacts de taille 0,17 mm2
sont présentées sur la figure 143.
J(µA.mm-2)
6e+5
106
4e+5
105
2e+5
104
-2
0
-40
-30
-20
-10
J(µA.mm )
Echantillon A
Echantillon B
Echantillon C
U(V)
0
103
102
-2e+5
101
Echantillon A
Echantillon B
Echantillon C
-4e+5
100
0.0
-6e+5
0.2
0.4
0.6
0.8
1.0
U(V)
(a)
(b)
représentée en échelle semi-logarithmique, pour les échantillons A, B et C.
Les courbes J(V) de la figure 143-a montrent des caractéristiques de diodes redresseuses pour
les trois échantillons. La tension de claquage pour les échantillons A et B est d’environ 30 V
et celle de l’échantillon C d’environ 20 V. Les caractéristiques obtenues sont un peu
différentes selon le traitement utilisé. L’échantillon A présente une tension de claquage plus
faible que les échantillons B et C. Pour les différentes tailles de contacts, cette tendance n’est
211
pas conservée (non présentées ici). Nous ne pouvons donc pas dire si le décapage ionique a
une influence sur la caractéristique J(V) en mode inverse. Sur la figure 143-b, les courbes
J(V) en mode direct sont quasiment superposées quel que soit l’échantillon. Le décapage
ionique ne semble pas avoir d’influence sur les propriétés électriques des diodes en mode
direct.
Pour chaque taille de contact, nous avons calculé les paramètres  et B. Les résultats sont
présentés sur la figure 144.
1.0
6
3mm²
0,7mm²
0,17mm²
3mm²
0,7mm²
0,17mm²
5
0.8
4
B
C
A
B
Sans décapage
ionique
Décapage
ionique 30s
C
B(eV)

A
0.6
3
0.4
2
=1
1
0.2
0.0
0
Sans décapage
ionique
Décapage
ionique 30s
Décapage
ionique 1min
(a)
Décapage
ionique 1min
(b)
contacts en Ni recuits à 800 °C pendant 1 min sous Ar. Les résultats sont donnés pour les
échantillons A, B et C.
Sur la figure 144-a, on constate que le facteur d’idéalité est d’environ 2 quel que soit le
traitement réalisé. De même, la hauteur de barrière, calculée pour chaque échantillon et pour
trois tailles de contact, ne montre pas de variations. Elle est d’environ 0,55 eV quelle que soit
la taille du contact et le type de traitement réalisé. Ces résultats montrent que le décapage
ionique n’a pas d’influence sur la qualité des contacts. Cette étape devient donc facultative
pour cette étude avant le dépôt du métal mais peut permettre d’assurer la répétabilité des
résultats sur une production de plus large volume.
Cette première étude de diodes verticales avec une métallisation en Ni a montré des résultats
intéressants après recuit à 800 °C pendant 1 minute. Pour cette condition, les diodes
présentent la caractéristique J(V) d’une diode homogène. Le facteur d’idéalité obtenu est
cependant élevé et la hauteur de barrière reste assez faible. Dans la suite, la même étude est
réalisée avec des contacts en platine afin d’essayer d’améliorer ces paramètres.
212
2-3-2 Contacts en platine
Le platine a été choisi pour réaliser cette étude car de bons résultats en termes de facteur
d’idéalité et de hauteur de barrière ont été obtenus dans la littérature (cf. Tableau 4 du
chapitre 1). De plus, en théorie, la hauteur de barrière formée avec le 3C-SiC est de 1,65 eV.
Nous espérons donc obtenir une hauteur de barrière plus élevée avec le platine que celle
obtenue avec le nickel.
L’étude des contacts en platine a été réalisée comme précédemment, par le biais de mesures
I(V) suivies de l’extraction de  et B. Les courbes J(V) des anodes de 0,17 mm2 sont
représentées sur la figure 145.
J(µA.mm-2)
6e+5
500°C 1min
600°C 1min
700°C 1min
800°C 1min
900°C 1min
106
105
4e+5
104
U(V)
0
-70
-60
-50
-40
-30
-20
-10
0
-2e+5
J(µA.mm-2)
2e+5
103
102
101
500°C 1min
600°C 1min
700°C 1min
800°C 1min
900°C 1min
100
-4e+5
10-1
0.0
-6e+5
0.2
0.4
0.6
0.8
1.0
1.2
U(V)
(a)
(b)
représentée en échelle semi-logarithmique, obtenues avec les anodes en Pt de taille
Sur la figure 145-a, les courbes J(V), représentées pour chaque condition de recuit des
contacts, sont caractéristiques de contacts redresseurs. Pour les contacts recuits à 500 et
700 °C, le courant inverse décroît selon une pente faible jusqu’à atteindre l’avalanche. Pour
ces contacts, l’avalanche est atteinte respectivement pour une tension de 42 V et de 62 V. Les
contacts recuits à 600, 800 et 900 °C présentent une caractéristique inverse avec une pente
plus accentuée. Sur la figure 145-b, les courbes J(V) en mode direct sont représentées en
échelle semi-logarithmique pour chaque condition de recuit des contacts. Les courbes J(V)
directes des contacts recuits entre 600 et 800 °C montrent trois points d’inflexion typiques de
contacts hétérogènes. Seuls les contacts recuits à 500 et 900 °C présentent une courbe
213
caractéristique d’une diode homogène. Pour ces derniers, nous avons déterminé le facteur
d’idéalité et la hauteur de barrière.
b- Détermination de  et B en fonction de la température de recuit des contacts
Le facteur d’idéalité et la hauteur de barrière ont, comme précédemment, été déterminés selon
la méthode présentée dans le chapitre 2. Les résultats sont présentés sous forme
d’histogrammes sur la figure 146. Pour ces contacts en platine, nous avons étudié une taille de
diode supplémentaire (0,05 mm2) afin de voir davantage l’impact de la taille sur les résultats
de  et B. De plus, pour chaque condition de température et pour chaque taille de contact,
trois mesures ont été réalisées. Les valeurs présentées correspondent à la moyenne de ces
valeurs et les barres représentent l’écart-type.
1.0
3.0
3mm²
0,7mm²
0,17mm²
0,05mm²
2.5
3mm²
0,7mm²
0,17mm²
0,05mm²
0.8
2.0
1.5
=1
B(eV)

0.6
0.4
1.0
0.2
0.5
0.0
0.0
C
0°
50
in
1m
C
0°
90
in
1m
C
0°
50
(a)
in
1m
C
0°
90
in
1m
(b)
Figure 146 : (a) Facteur d’idéalité et (b) hauteur de barrière calculés pour les quatre tailles
de contacts en Pt recuits à 500 et 900 °C.
La figure 146-a montre la variation du facteur d’idéalité pour les contacts recuits à 500 et
900 °C. Les contacts recuits à 500 °C montrent les meilleurs résultats avec un facteur
d’idéalité d’environ 1,3. Pour ce recuit, peu de variations sont constatées entre les différentes
tailles de contact. En revanche, le facteur d’idéalité des contacts recuits à 900 °C est d’environ
2 et on constate des variations en fonction de la taille des contacts. Le facteur d’idéalité
décroît à mesure que la taille des contacts décroît. Cette tendance n’est cependant pas
confirmée avec les contacts de 0,05 mm2.
La figure 146-b présente les différentes valeurs de hauteur de barrière calculées pour les
contacts recuits à 500 °C et à 900 °C. La hauteur de barrière est d’environ 0,6 eV quelle que
soit la température de recuit des contacts et la taille de la diode. La plus grande hauteur de
barrière de 0,64 eV est obtenue pour les contacts de 3 mm2 recuits à 900 °C. Pour cette taille
de diode et ce recuit, le facteur d’idéalité est, cependant, supérieur à 2. Le meilleur résultat
214
obtenu parmi ces contacts, correspond aux diodes de taille 0,05 mm2 recuites à 500 °C
pendant 1 minute sous argon. Le facteur d’idéalité obtenu est de 1,24 pour une hauteur de
barrière de 0,56 eV. Cette valeur est très éloignée de la hauteur de barrière théorique qui est
de 1,65 eV et reste inférieure aux valeurs supérieures à 0,85 eV de la littérature [10][11]. La
faible variation de la hauteur de barrière pour ces deux températures de recuit et l’écart
important avec la valeur théorique nous laisse supposer qu’il y a ancrage du niveau de Fermi
[12]. Nous supposons que cet ancrage résulte de la présence d’états d’interface qui ont des
niveaux d’énergie situés dans la bande interdite du 3C-SiC.
2-3-3 Conclusion sur les diodes verticales réalisées sur 3C-SiC (100)
Dans cette étude sur les diodes verticales réalisées avec une anode en Ni ou en Pt, nous avons
identifié des conditions de recuit pour lesquelles les contacts ont des caractéristiques de
diodes Schottky homogènes. Pour ces diodes, le facteur d’idéalité et la hauteur de barrière ont
été déterminés. Les meilleurs résultats sont présentés dans le tableau 20 ci-après.
Tableau 20 : Meilleurs résultats de  et B obtenus pour les diodes en Ni et en Pt sur 3C-SiC (100).
Métallisation
Température de
recuit (°C)
Taille de
contact (mm2)

B (eV)
Ni
800
0,17
1,90
0,54
Pt
500
0,17
1,30
0,58
0,05
1,24
0,56
Les anodes en nickel recuites à 800 °C pendant 1 minute sous argon ont montré des
caractéristiques J(V) de diodes homogènes. Pour une surface de contact de 0,17 mm2, le
facteur d’idéalité est de 1,90 et la hauteur de barrière correspondante est de 0,54 eV. Ces
résultats sont similaires à ceux obtenus pour les diodes pseudo-verticales en Ni recuites à 800
et 900 °C vues au début de ce chapitre.
Les anodes en platine ont montré des caractéristiques de diodes homogènes après recuit à 500
et à 900 °C pendant 1 minute sous argon. Les meilleurs résultats sont obtenus pour les
contacts recuits à 500 °C. Les contacts de 0,17 mm2 ont un facteur d’idéalité de 1,30 et une
hauteur de barrière de 0,58 eV. Ces valeurs sont meilleures que celles obtenues avec les
contacts en Ni de même taille. Le meilleur résultat est obtenu pour les diodes de 0,05 mm2
avec un facteur d’idéalité de 1,24 et une hauteur de barrière de 0,56 eV.
215
Ces premiers résultats de contacts en Ni et en Pt dans une structure verticale sont prometteurs.
Nous suggérons, pour les améliorer, une investigation concernant le nettoyage du 3C-SiC afin
d’identifier les différents bains qui pourraient améliorer la qualité de l’interface métal/3C-SiC.
L’épaisseur de la métallisation ou encore la température et la durée de recuit des contacts sont
également à examiner. En effet, nous avons obtenu de bons résultats de facteur d’idéalité à
800 °C pour les anodes en Ni et à 500 °C pour les anodes en Pt. Une étude autour de chacune
de ces températures, permettrait peut-être de réduire le facteur d’idéalité et d’augmenter la
hauteur de barrière. Enfin, l’ajout d’une isolation entre les contacts, de type oxyde ou nitrure,
afin d’isoler les plots en surface et la réalisation d’un anneau de garde pourraient améliorer la
caractéristique des diodes en inverse.
3- Réalisation de diodes verticales sur 3C-SiC (111)
L’étude qui suit concerne le même type de diodes que celles vues précédemment, seule
l’orientation cristalline du 3C-SiC utilisé est différente, il s’agit de 3C-SiC (111). D’après la
littérature, l’interface 3C-SiC/Si (111) présente également des défauts mais de récentes études
ont montré que leur densité peut être plus facilement réduite lors de la croissance, en
augmentant la durée de l’étape de carburation et/ou le flux de propane [13][14][15]. Nous
avons donc choisi de faire une première investigation de contacts redresseurs en Ni et en Pt
sur ce type de couche.
3-1 Caractérisation de la surface de la couche de 3C-SiC (111) utilisée
Pour réaliser cette étude, nous avons utilisé une couche de 3C-SiC (111) nid, épitaxiée sur
silicium faiblement résistif (0,01-0,05 .cm) de type n. L’épaisseur de la couche de 3C-SiC
est d’environ 0,7 µm et l’épaisseur du silicium est de 275 ± 25 µm. Cette épaisseur est faible
par rapport à celle de la couche de 3C-SiC (100) utilisée dans l’étude précédente. Ceci est dû
aux difficultés de croissance de couches épaisses de 3C-SiC (111) de bonne qualité. En effet,
les contraintes mécaniques dans la couche sont importantes et la couche de 3C-SiC se fissure
lorsque l’épaisseur augmente. Le 3C-SiC n’a pas été poli à l’issue de l’épitaxie. La moyenne
de trois mesures AFM de 20x20 µm2 a permis d’évaluer la rugosité RMS à 2,30 ± 0,17 nm. La
figure 147 présente une image AFM de la surface du 3C-SiC (111).
216
On observe, sur cette image, des rugosités en forme de triangle qui sont caractéristiques de la
surface du 3C-SiC orienté selon la direction (111) [14][15]. De par la rugosité importante et la
faible épaisseur de la couche, nous ne sommes pas ici dans des conditions idéales de
réalisation d’un démonstrateur mais bien dans une phase plus exploratoire.
3-2 Réalisation des diodes
La structure à réaliser est la même que dans le paragraphe précédent. Elle est représentée sur
la figure 148.
anode
3C-SiC(111) nid (0,7 µm)
Si(111) (0.01-0.05 .cm)
(275  25 µm)
cathode
Figure 148 : Schéma d’une diode verticale sur 3C-SiC (111).
Après un nettoyage de type N1, l’anode circulaire en nickel ou en platine d’épaisseur 100 nm
est réalisée par photolithographie avec le masque présenté sur la figure 139-a. Après gravure
du métal, les contacts sont recuits à des températures comprises entre 500 et 900 °C pendant
1 minute sous argon. La cathode est enfin réalisée par un dépôt de Ti-Ni-Au d’épaisseur
respective de 100 nm, 300 nm et 50 nm sur la face arrière de la plaquette. Aucun traitement
thermique n’est réalisé pour ce type de contact. Les paragraphes suivants montrent les
217
résultats des caractérisations électriques des contacts en nickel puis des contacts en platine
réalisés sur ce matériau.
3-3 Caractérisation électrique des diodes
3-3-1 Contacts en nickel
Les caractéristiques J(V) des contacts en nickel recuits entre 500 et 900 °C sont représentées
sur la figure 149.
p
J(µA.mm-2)
6e+5
500°C 1min
600°C 1min
700°C 1min
800°C 1min
900°C 1min
106
105
4e+5
104
U(V)
0
-20
-15
-10
-5
0
5
J(µA.mm-2)
2e+5
103
102
-2e+5
101
-4e+5
100
-6e+5
10-1
0.0
500°C 1min
600°C 1min
700°C 1min
800°C 1min
900°C 1min
0.2
0.4
0.6
0.8
1.0
U(V)
(a)
(b)
La figure 149-a représente les caractéristiques J(V) obtenues pour les contacts de taille
0,17 mm2 après les différents recuits. Nous observons qu’après recuit à 500 °C, les contacts
sont ohmiques. Après recuit à 600 °C, la caractéristique semble redresseuse. Cependant, en
direct, nous constatons une tension de seuil élevée par rapport aux autres courbes. Les
contacts recuits à 700 et 800 °C ont une caractéristique inverse très semblable avec une pente
assez forte vers les fortes densités de courant. Enfin, les contacts recuits à 900 °C tendent vers
un comportement ohmique. Ces différentes diodes montrent une tension en inverse
n’excédant pas 15 V. Les tensions d’avalanches des contacts en Ni réalisés sur 3C-SiC (100)
vus précédemment pouvaient atteindre 60 voire 80 V. Cette différence peut être attribuée à à
la structure de la diode réalisée et à l’épaisseur de la couche de 3C-SiC (111). En effet, la
couche de 3C-SiC (111) est de 0,7 µm contre les 6 µm du 3C-SiC (100). On a vu que les
6 µm de la couche de 3C-SiC (100) doivent être suffisants pour tenir une tension de 600 V en
218
accord avec le champ de claquage du matériau sous réserve que la protection périphérique de
la structure soit bien adaptée. En revanche, les 0,7 µm de 3C-SiC (111) ne suffiront pas à tenir
cette tension et l’absence de protection périphérique ne va pas dans ce sens non plus.
En mode direct, les courbes J(V) présentées sur la figure 149-b, sont caractéristiques de
contacts ohmiques ou quasi ohmiques pour les contacts recuits à 500, 600, 700 et 900 °C.
Comme sur 3C-SiC (100), seuls les contacts recuits à 800 °C ont une caractéristique
redresseuse homogène. Pour ces contacts, nous avons déterminé le facteur d’idéalité et la
hauteur de barrière.
b- Détermination de  et B pour les contacts recuits à 800 °C
Le facteur d’idéalité et la hauteur de barrière pour les différents contacts en Ni recuits à
800 °C sont présentés sur la figure 150. Les mesures ont été réalisées sur quatre tailles de
contacts différentes. Trois mesures par taille de contact ont été réalisées, les résultats
correspondent à la moyenne des trois extractions et les barres correspondent à l’écart-type.
4
1.0
0.8
3
B(eV)

0.6
2
0.4
=1
1
0.2
0
0.0
m²
3m
0,7
²
mm
m²
7m
0,1
m²
5m
0,0
m²
3m
0,7
(a)
²
mm
7
0,1
²
mm
m²
5m
0 ,0
(b)
Figure 150 : (a) Facteur d’idéalité et (b) hauteur de barrière calculés pour les
quatre tailles de contacts en Ni recuits à 800 °C.
La figure 150-a montre l’évolution du facteur d’idéalité en fonction des différentes tailles de
contact. Le facteur d’idéalité calculé pour les contacts de 3 mm2 est élevé, il est d’environ 2,7.
De plus, la dispersion des valeurs est importante pour ces contacts. En revanche, les contacts
de plus petites tailles ont un facteur d’idéalité situé entre 1,90 et 1,98 avec une faible
dispersion autour de la moyenne. Nous attribuons ces différences à l’état de surface situé sous
les contacts. En effet, nous avons vu que la rugosité RMS de la surface du 3C-SiC (111),
évaluée à 2,3 nm, est relativement importante. Cet état de surface peut être la source d’états
d’interface plus nombreux sous un grand contact et peut causer l’augmentation du facteur
d’idéalité. De même, plus les contacts sont grands et plus le courant rencontre un nombre de
219
défauts importants situés dans la couche de 3C-SiC [16]. Ces défauts peuvent être
responsables de la dégradation du facteur d’idéalité.
La figure 150-b présente les résultats de hauteur de barrière obtenus pour les différentes tailles
de contacts. La hauteur de barrière est d’environ 0,55 eV pour les contacts de taille 3 mm2,
0,7 mm2 et 0,17 mm2. On observe une hauteur de barrière plus importante évaluée à 0,66 eV
pour les contacts de taille 0,05 mm2. La hauteur de barrière quasi constante pour les trois
contacts les plus grands peut être expliquée par un éventuel ancrage du niveau de Fermi en
raison d’un grand nombre d’états d’interface ou de défauts sous ces contacts. La plus grande
hauteur de barrière obtenue avec les contacts de 0,05 mm2 nous laisse supposer que les états
d’interface et les défauts sont moins présents et que l’ancrage du niveau de Fermi est moins
important.
3-3-2 Contacts en platine
Comme lors de l’étude réalisée sur 3C-SiC (100), nous avons choisi d’évaluer les propriétés
électriques d’anodes en platine sur 3C-SiC (111). Dans cette partie, seules les courbes J(V)
sont représentées pour les contacts recuits entre 500 et 800 °C. En effet, les contacts recuits à
900 °C n’ont pas pu être mesurés en raison d’une mauvaise prise de contact avec les pointes
sur la surface trop rugueuse des contacts.
-2
J(µA.mm )
107
2e+6
106
1e+6
105
-2
J(µA.mm )
500°C 1min
600°C 1min
700°C 1min
800°C 1min
3e+6
U(V)
0
-20
-15
-10
-5
0
5
104
103
-1e+6
500°C 1min
600°C 1min
700°C 1min
800°C 1min
102
-2e+6
101
0.0
-3e+6
0.2
0.4
0.6
0.8
1.0
U(V)
(a)
(b)
représentée en échelle semi-logarithmique, obtenues avec les anodes en Pt de taille
Les courbes J(V) présentées sur la figure 151-a sont proches de caractéristiques ohmiques. Le
maximum de courant en inverse est atteint avant 10 V. Les courbes J(V) directes, représentées
220
en échelle semi-logarithmique sur la figure 151-b, montrent un seul point d’inflexion sans
partie linéaire. Elles sont caractéristiques de contacts ohmiques.
3-3-3 Conclusion sur les diodes verticales réalisées sur 3C-SiC (111)
Les diodes verticales en nickel réalisées sur 3C-SiC (111) montrent des caractéristiques
directes plutôt ohmiques pour les contacts recuits entre 500 et 700 °C et pour les contacts
recuits à 900 °C. Seuls les contacts recuits à 800 °C ont une caractéristique directe typique
d’une diode Schottky. Pour ces contacts, le meilleur résultat est obtenu pour les contacts de
taille 0,17 mm2 avec un facteur d’idéalité de 1,9 et une hauteur de barrière de 0,55 eV. Les
contacts en platine montrent, quant à eux, des caractéristiques J(V) qui ne sont pas
représentatives de contacts redresseurs. Le facteur d’idéalité et la hauteur de barrière n’ont
donc pas été déterminés pour ces contacts.
Les performances des contacts réalisés sur 3C-SiC (111) sont très inférieures à celles
obtenues sur 3C-SiC (100). La qualité de la surface et la faible épaisseur de la couche sont
peut-être en partie responsables des différences observées. Des études complémentaires
restent à réaliser sur une couche de 3C-SiC (111) plus épaisse et ayant une rugosité plus
faible.
Enfin, nous avons vu que la structure verticale réalisée, lors de ces travaux, sans protection
périphérique ni diélectrique de passivation, n’a pas permis d’atteindre des tensions élevées.
Dans la suite, nous proposons une structure de diode latérale complète.
4- Réalisation de diodes latérales sur 3C-SiC (100)
Dans cette partie, nous présentons une structure de démonstrateur Schottky que nous
souhaitons étudier et réaliser. Nous allons détailler les différentes étapes technologiques à
réaliser avec le nouveau masque disponible au laboratoire pour obtenir une diode latérale
planar telle qu’elle est schématisée sur la figure 152.
221
A
A’
P2
TiW/Al
B
TiW/Al

P1
n+
ADG
3C-SiC nid
Si
(a)
(b)
Figure 152 : (a) Schéma d’une diode circulaire latérale vue de dessus
et (b) schéma en coupe selon l’axe AA’.
Cette diode est composée d’un anneau de garde (ADG) que l’on va réaliser en implantant du
bore dans le 3C-SiC nid au travers d’un masque de SiO2. L’anneau n+ pour la reprise de
contact ohmique est réalisé par implantation d’azote au travers d’un masque de SiO2. Les
masques de SiO2 sont éliminés après chaque implantation avant le recuit d’activation des
espèces implantées. Le contact ohmique est réalisé à travers une passivation P1 et le contact
Schottky au travers d’une passivation P2. Enfin, une recharge des contacts est effectuée par
un dépôt de titane-tungstène puis d’aluminium. Ces différentes étapes technologiques sont
détaillées dans les paragraphes suivants.
4-1 Réalisation du niveau zéro
Afin de pouvoir aligner les différents niveaux de masquage, il est nécessaire de réaliser un
niveau zéro. Cette étape consiste à graver des croix d’alignement dans le 3C-SiC comme celle
représentée sur la figure 153. Pour cela, après un nettoyage CARO + HF, 100 nm de nickel
sont déposés sur la surface du 3C-SiC. Les croix d’alignement sont ensuite définies par
photolithographie et gravure à l’ANPE du nickel. Le 3C-SiC est enfin gravé par RIE dans un
mélange de SF6/O2 (25 sccm/6,7 sccm) à 250 W pendant 20 s. L’épaisseur gravée est
d’environ 75 nm.
222
Figure 153 : Image réalisée au microscope optique (x20) d’une croix
d’alignement après gravure du 3C-SiC.
4-2 Réalisation de l’anneau de garde et de la zone n+ par implantation
4-2-1 Réalisation de l’anneau de garde par implantation de bore
L’anneau de garde est réalisé par implantation de bore. Le but ici est de changer le type du
dopage ou de réaliser une zone semi-isolante afin d’éloigner les lignes de champ de l’angle
entre le contact Schottky et le 3C-SiC pour éviter les claquages prématurés à cet endroit. Afin
d’obtenir un profil de concentration constant sur l’épaisseur la plus grande possible, nous
avons réalisé des simulations à l’aide du logiciel SRIM. Les énergies et doses associées pour
obtenir un profil constant sur 300 nm sont indiquées dans le tableau 21.
Tableau 21 : Energies et doses associées pour l’implantation de bore utilisées
pour la réalisation de la diode latérale.
Energie (keV)
30
70
100
150
Dose (x1015 cm-2)
0,9
1,15
1,2
2
Le profil obtenu à l’aide de SRIM à partir de ces quatre énergies et doses est représenté sur la
figure 154. Il montre une concentration constante en bore d’environ 1020 cm-3.
223
Concentration en azote et en bore (cm-3)
1022
Profil SRIM de la concentration en azote
Profil SRIM de la concentration en bore
1021
1020
SRIM profile Implantation N
P (30+50+100+150keV)
(20+40+70+100+150keV)
(20+30+50+70+100+150keV)
1019
1018
1017
0
100
200
300
400
500
Profondeur (nm)
Figure 154 : Profil de concentration en bore et en azote calculé avec SRIM pour la
réalisation de la diode latérale.
Afin d’implanter l’anneau de garde de façon sélective, nous devons protéger les zones à ne
pas implanter. D’après J.F. Ziegler [17], l’épaisseur e de résine photosensible, de SiO2 ou de
Si3N4 nécessaire pour masquer un matériau s’écrit :
e = RP + 4,3 RP
(32)
où RP correspond à la profondeur pour laquelle le plus grand nombre d’ions s’arrête et RP est
la variation statistique de la profondeur atteinte par les ions. Ces deux grandeurs sont
représentées sur les schémas de la figure 155.
Figure 155 : (a) Schéma du parcours R des ions et du parcours projeté RP et
(b) distribution en deux dimensions des ions implantés [18].
La figure 155-a met en évidence un parcours R que peuvent réaliser les ions dans le matériau
implanté ainsi que le parcours projeté RP. La figure 155-b représente en deux dimensions la
gaussienne obtenue après implantation. Elle indique le parcours projeté RP et la variation
statistique RP. Pour l’implantation de bore dans le 3C-SiC, nous obtenons un RP d’environ
224
300 nm et un RP d’environ 50 nm pour l’énergie la plus élevée. Afin de protéger le 3C-SiC,
nous avons choisi de déposer un oxyde de silicium par pulvérisation cathodique. Ainsi,
l’épaisseur d’oxyde nécessaire est de 515 nm. L’épaisseur déposée et mesurée sur plaquette
est de 600 nm. Les ouvertures dans l’oxyde sont réalisées par photolithographie et gravure au
HF tamponné. Après implantation, l’oxyde est retiré en totalité dans un bain de HF.
4-2-2 Dopage localisé du 3C-SiC par implantation d’azote
La zone n+ est ensuite réalisée par implantation d’azote selon le même profil que celui réalisé
dans le chapitre 3. Les 5 énergies et doses associées sont rappelées dans le tableau 16.
Tableau 22 : Energies et doses associées pour l’implantation d’azote utilisées
pour la réalisation de la diode latérale.
Energie (keV)
20
40
70
100
150
Dose (x1015 cm-2)
1
2
2,2
3
5,4
Le profil de concentration obtenu est constant sur environ 250 nm avec une concentration
d’environ 5x1020 cm-3, il est également représenté sur la figure 154. Pour 150 keV, la
profondeur moyenne RP des ions a été évaluée à environ 200 nm et la variation statistique RP
à environ 40 nm. L’épaisseur d’oxyde à déposer pour protéger le 3C-SiC de l’implantation
d’azote est de 415 nm. L’épaisseur mesurée sur plaquette est de 500 nm.
Après implantation et retrait de l’oxyde dans un bain de HF, nous pouvons observer les deux
anneaux implantés à l’aide d’un microscope Normarsky comme le montre la figure 156-a. Le
schéma de la figure 156-b montre la vue en coupe des deux implantations réalisées.
A
n+
ADG
A’
3C-SiC nid
anneau n
Si
ADG
+
Coupe AA’
(a)
(b)
Figure 156 : (a) Image réalisée au microscope optique (x5) de l’anneau n+
et de l’ADG et (b) schéma en coupe selon l’axe AA’.
225
4-2-3 Recuit d’activation des dopants
L’étape qui suit ces deux implantations consiste à réaliser un recuit à haute température dans
le but d’activer les dopants des deux types. Dans le chapitre précédent, le recuit à 1350 °C
pendant 1 heure sous argon a donné les meilleurs résultats de résistance spécifique pour des
contacts en Ti-Ni réalisés sur 3C-SiC implanté à l’azote. Le recuit d’activation a alors été
réalisé dans ces conditions dans le réacteur NOVASiC.
4-3 Réalisation des contacts
La réalisation des contacts ohmiques et Schottky nécessite plusieurs étapes de dépôts, de
gravure et de recuit. En effet, les métaux utilisés pour réaliser ces contacts sont différents, les
températures de recuit le sont également. Les contacts ohmiques, qui nécessitent un recuit à
plus haute température, sont donc d’abord effectués. Les paragraphes suivants présentent les
différentes étapes réalisées.
4-3-1 Contacts ohmiques
La première étape consiste à nettoyer la surface du 3C-SiC avec un nettoyage de type N1. On
réalise ensuite un oxyde de silicium qui va isoler les contacts les uns par rapport aux autres et
passiver la surface du 3C-SiC. L’oxyde de silicium utilisé est de type TEOS (ou « TetraEthyl-Ortho-Silicate »). Une épaisseur de 500 nm est déposée à 400 °C par dépôt chimique en
phase vapeur assisté par plasma (PECVD ou « Plasma Enhanced Chemical Vapor
Deposition » en anglais). Les ouvertures au niveau de l’anneau implanté n+ sont réalisées par
photolithographie et gravure du TEOS au HF tamponné. Une seconde étape de nettoyage de
type N1 est réalisée avant dépôt de 25 nm de Ti et de 100 nm de Ni. Les motifs des contacts
ohmiques sont alors définis par photolithographie et gravure à l’ANPE à 50 °C du Ni et au
HF (1%) du Ti. Les contacts sont enfin recuits à 1000 °C pendant 1 minute sous argon. La
structure obtenue après ces étapes est représentée sur le schéma de la figure 157.
P1 : TEOS
Ti-Ni
n
ADG
+
3C-SiC nid
Si
Figure 157 : Schéma en coupe d’une demi-diode après réalisation des contacts ohmiques en Ti-Ni.
226
4-3-2 Contacts Schottky
L’étape suivante consiste à déposer 500 nm de TEOS sur toute la surface. Les contacts
ohmiques et la passivation P1 sont alors recouverts avec une passivation P2. Les passivations
P1 et P2 sont ensuite ouvertes au niveau des contacts Schottky de la même manière que
précédemment. Un nettoyage de type SC1+SC2 est réalisé pour obtenir une interface
Schottky la plus propre possible. La métallisation Schottky est alors réalisée. Compte tenu des
résultats présentés au début de ce chapitre, le platine semble être le plus adapté pour avoir un
facteur d’idéalité faible. Une épaisseur de 100 nm de platine est donc déposée. Les contacts
Schottky sont définis par photolithographie et gravure à l’eau régale à 70 °C. Ces contacts
sont alors recuits à 500 °C pendant 1 minute sous argon. La structure obtenue, après ces
étapes et réouverture de la passivation P2 sur les contacts ohmiques, est représentée sur la
figure 158.
« field plate »
P2 : TEOS
P1 : TEOS
Pt
Ti-Ni
n+
ADG
3C-SiC nid
Si
Figure 158 : Schéma en coupe d’une demi-diode après réalisation des contacts Schottky en Pt.
On observe sur ce schéma que la métallisation Schottky déborde fortement sur la passivation
en TEOS. Ce débordement est couramment appelé « field plate » en microélectronique. Il sert
à étaler les lignes de champs électriques et ainsi à éviter un claquage prématuré en bord de
contact ou de l’ADG.
4-3-3 Epaississement des contacts
La dernière étape de fabrication de ces diodes latérales consiste en un épaississement des
contacts. Nos contacts ohmiques et Schottky ont une épaisseur d’environ 100 nm, la recharge
va permettre une meilleure prise de contact avec les pointes ou encore permettre de souder les
connexions au boîtier. Celle-ci est réalisée par un dépôt de 500 nm de TiW par pulvérisation
cathodique suivi de 1 µm d’aluminium. Les contacts TiW-Al sont également définis par
227
photolithographie et gravure. L’aluminium est gravé à l’ANPE et le TiW dans un bain d’eau
oxygénée additionnée d’ammoniaque [H2O2 : NH3 (99 : 1)].
Les étapes d’implantation et de recuit ont été réalisées. Les autres étapes sont en cours de
réalisation, ce qui explique qu’aucune caractérisation électrique n’est encore disponible.
Dans ce chapitre, nous avons étudié différentes métallisations réalisées sur 3C-SiC non
intentionnellement dopé dans le but d’identifier un contact redresseur qui pourra être intégré
au démonstrateur Schottky. Deux métallisations, nickel et platine, ont été étudiées au travers
de deux structures : pseudo-verticales et verticales.
Tableau 23 : Meilleurs résultats de  et B obtenus pour les diodes en Ni et en Pt sur 3C-SiC.
Structure
Métallisation
Température
de recuit (°C)
Taille de
contact (mm2)

B (eV)
Pseudo-verticale
3C-SiC (100)
Ni
900
0,025
1,99
0,49
Ni
800
0,17
1,90
0,54
Pt
500
0,05
1,24
0,56
Ni
800
0,05
1,90
0,55
Verticale 3C-SiC (100)
Verticale 3C-SiC (111)
Le procédé utilisé pour obtenir des diodes pseudo-verticales a d’abord été présenté. L’étape
critique du procédé reste la gravure par plasma de l’intégralité du 3C-SiC nid pour atteindre la
couche n+ enterrée. En effet, ce type de structure requiert une bonne qualité de la surface
gravée et des flancs de gravure. Les contacts ohmiques en Ti-Ni réalisés sur la surface gravée
donnent des résultats similaires à ceux obtenus pour des contacts réalisés sur du 3C-SiC
fortement dopé non gravé. L’étude en fonction de la température de recuit des contacts en
nickel réalisés sur la surface de la couche nid ont montré un comportement électrique
redresseur pour des températures de recuit au-delà de 600 °C. Le facteur d’idéalité obtenu
pour les différents contacts est assez élevé et la hauteur de barrière est faible. Le meilleur
résultat est obtenu pour les contacts recuits à 900 °C pendant 1 minute sous argon. Le facteur
d’idéalité est de 1,99 et la hauteur de barrière est de 0,49 eV (cf. Tableau 23). Ces résultats
peuvent être en grande partie attribués à un état d’interface Schottky de mauvaise qualité en
raison de l’utilisation de la méthode de « lift-off » pour la réalisation des contacts.
228
Cette étude, interrompue suite à la non-répétabilité des résultats de gravure, nécessite des
essais supplémentaires pour améliorer le facteur d’idéalité et la hauteur de barrière dans ce
type de structure, notamment en réalisant les contacts Schottky par gravure du métal déposé
sur une surface nettoyée au préalable.
La seconde diode étudiée, dans ce chapitre, est verticale. Le contact Schottky est réalisé en
surface du 3C-SiC nid et le contact ohmique est repris en face arrière du silicium peu résistif.
Les métallisations Schottky ont été réalisées en Ni ou en Pt. Les deux orientations du 3C-SiC
à notre disposition ont été étudiées.
D’après le tableau 23, le meilleur résultat, obtenu avec les contacts en Ni sur 3C-SiC (100),
correspond au recuit à 800 °C. Pour une surface de contact de 0,17 mm2, le facteur d’idéalité
est de 1,9 et la hauteur de barrière correspondante est de 0,54 eV. Sur 3C-SiC (111), les
contacts en nickel recuits à 800 °C montrent également les meilleurs résultats. Pour les
contacts de taille 0,05 mm2, le facteur d’idéalité est de 1,9 et la hauteur de barrière est de
0,55 eV. Ce résultat est similaire à celui obtenu sur 3C-SiC (100).
Les contacts en platine sur 3C-SiC (100) offrent de meilleurs résultats. En effet, les contacts
de 0,05 mm2 recuits à 500 °C montrent un facteur d’idéalité de 1,24 et une hauteur de barrière
correspondante de 0,56 eV. Ces résultats sont prometteurs pour la réalisation de diodes
Schottky. En revanche, sur 3C-SiC (111), les contacts en platine ne présentent pas un
comportement redresseur.
La dernière partie du chapitre présente les différentes étapes technologiques proposées pour
réaliser une diode Schottky latérale complète. Dans cette structure, deux implantations sont
nécessaires : l’une de type p pour l’anneau de garde qui permettra d’éviter un claquage
prématuré de la diode et la seconde de type n+ pour doper localement le 3C-SiC pour la
réalisation d’un contact ohmique. Après un recuit d’activation des dopants à haute
température, les contacts ohmiques et les contacts Schottky sont réalisés au travers de deux
passivations en TEOS. En accord avec les résultats précédemment obtenus, les contacts
ohmiques sont réalisés en Ti-Ni et les contacts Schottky en Pt. La fabrication de ce type de
diode étant actuellement en cours, aucune n’a encore pu être caractérisée électriquement.
Les masques utilisés pour réaliser cette diode latérale sur 3C-SiC nid sont également
compatibles avec la réalisation d’une diode pseudo-verticale sur 3C-SiC nid/n+. En effet, le
niveau utilisé pour effectuer les ouvertures de l’implantation n+ et réaliser le contact ohmique
229
par la suite, comme présenté sur la figure 152, peut être utilisé pour réaliser les ouvertures
d’un masque dur à la gravure en nickel. L’étape d’implantation peut alors être remplacée par
une étape de gravure plasma du 3C-SiC. Une des perspectives de ce travail sera de réaliser
cette structure pseudo-verticale et de comparer ses performances à celles de la diode latérale.
Ainsi, cette étude sur la réalisation de contacts Schottky sur 3C-SiC nous a permis d’identifier
la métallisation à utiliser ainsi que la température de recuit associée pour réaliser un contact
Schottky d’une qualité satisfaisante pour être intégré à un démonstrateur. Nous envisageons
cependant d’améliorer les performances de ces contacts en réalisant une étude du nettoyage
du 3C-SiC avant dépôt de la métallisation afin d’améliorer l’état de l’interface
métal/semiconducteur. Nous envisageons également d’effectuer une étude sur l’influence de
l’épaisseur de la métallisation ainsi que sur la température et la durée de recuit des contacts.
230
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M. Lazar, H. Vang, P. Brosselard, C. Raynaud, P. Cremillieu, J.-L. Leclercq,
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231
[18] S. Wolf and R.N. Tauber, “Silicon processing for the VLSI era vol. 1: process
technology,” 1986.
232
Conclusion générale
Depuis de nombreuses années, le carbure de silicium est le sujet de nombreuses recherches
dans un grand nombre de laboratoires. Cet engouement est motivé par les propriétés
thermiques et électriques de ce matériau qui le rendent très attractif pour une utilisation dans
des conditions de haute température et de haute puissance. Le polytype 4H-SiC a déjà
démontré ses qualités en électronique de puissance puisque des diodes Schottky de 300 à
1200 V sont actuellement disponibles sur le marché. Cependant, les substrats utilisés pour
réaliser ces diodes restent onéreux. Les avancées récentes réalisées en épitaxie de 3C-SiC sur
silicium ont rendu ce matériau particulièrement intéressant. En effet, le substrat de silicium
est peu onéreux et le procédé d’épitaxie permet de faire croître uniquement l’épaisseur
nécessaire à l’application visée. Les plaquettes de 3C-SiC/Si désormais disponibles ont un
diamètre de 100 mm. Ce travail de thèse a été défini dans le cadre d’une thématique mise en
place entre le Laboratoire de Microélectronique de Puissance (LMP) et STMicroelectronics
Tours dont le but final concernait l’étude de la faisabilité d’un démonstrateur Schottky 600 V
sur ce matériau. Pour aboutir à ce démonstrateur, plusieurs étapes technologiques sont
nécessaires. Dans ce travail, nous avons présenté les principales étapes réalisées dans le but
d’atteindre cet objectif.
Avant d’entrer dans le détail des expériences effectuées, nous avons présenté, au travers du
chapitre 1, le carbure de silicium de manière générale, les différentes méthodes d’élaboration
du matériau et les principales propriétés des polytypes utilisés en microélectronique. Nous
avons également passé en revue les différentes étapes technologiques nécessaires à la
réalisation d’un composant électronique et les contraintes liées au carbure de silicium. L’état
de l’art des contacts ohmiques et Schottky sur 3C-SiC est également présenté, il nous a permis
d’orienter le choix des métaux à utiliser pour réaliser ces deux types de contact. Nous avons
alors identifié, parmi les métaux à notre disposition, le nickel et l’aluminium pour la
réalisation de contacts ohmiques. Le platine et à nouveau le nickel ont été identifiés pour
réaliser des contacts Schottky.
Cependant, pour obtenir des contacts ohmiques et Schottky, il nous faut un matériau de bonne
qualité. Nous avons donc caractérisé le 3C-SiC à l’aide de différentes méthodes. Le caractère
monocristallin du 3C-SiC épitaxié sur silicium a été démontré au travers de mesures par
233
diffraction des rayons X et d’images TEM. Nous avons également mis en évidence la
présence de défauts à l’interface qui s’annihilent au fur et à mesure de la croissance de la
couche. Un matériau de bonne qualité pour l’électronique, c’est aussi un matériau ayant un
dopage et une épaisseur bien maîtrisés. Ainsi, nous avons montré que le dopage de type n
réalisé in situ durant l’épitaxie est homogène sur l’épaisseur de la couche. Enfin, l’état de
surface du 3C-SiC pour la réalisation de contacts doit être le moins rugueux possible. Nous
avons montré que la rugosité de la surface est inférieure au nanomètre après polissage. La
bonne qualité des couches de 3C-SiC à notre disposition pour la réalisation des contacts a
donc été mise en évidence. Les méthodes d’extraction des paramètres caractéristiques des
contacts ohmiques et Schottky ont enfin été présentées. La résistance spécifique de contact est
obtenue par la méthode TLM. Le facteur d’idéalité et la hauteur de barrière caractéristiques du
contact Schottky sont obtenus à partir de mesures courant-tension.
Le premier objectif de ce travail a été d’obtenir un contact ohmique de bonne qualité. Nous
avons dirigé notre étude sur deux grands axes, à savoir la réalisation de contacts ohmiques sur
3C-SiC dopé in situ durant l’épitaxie et sur 3C-SiC dopé par implantation ionique, cette
dernière étant la seule méthode qui permette d’obtenir un dopage localisé.
Ainsi, nous avons réalisé des contacts en nickel recuits à 950 °C sur trois couches à niveaux
de dopage différents. Les meilleurs résultats ont été obtenus sur la couche la plus fortement
dopée facilitant le passage du courant par effet tunnel. L’étude de l’influence de la
température de recuit des contacts réalisés sur 3C-SiC fortement dopé a également montré de
faibles valeurs de résistance spécifique pour les contacts en Ni et en Ti-Ni recuits à 1000 °C et
1050 °C (environ 2x10-5 .cm2). La présence de trous dûs à l’effet Kirkendall a été
démontrée dans les contacts en nickel recuits. D’après la littérature, ces trous conduisent à la
défaillance des contacts à long terme. C’est pourquoi nous avons ajouté une fine couche de
titane, qui a permis de limiter la création de ces vides au sein des contacts, sans altérer les
propriétés électriques. L’étude de contacts en Al et en Ti-Au a également montré une faible
résistance de contact après recuit à plus basse température. Nous avons donc obtenu, à l’issue
de cette étude, différentes conditions (type de métallisation et température de recuit) pour
réaliser des contacts ohmiques de bonne qualité sur 3C-SiC fortement dopé in situ.
Le dopage du 3C-SiC par implantation ionique de phosphore ou d’azote a également été
étudié dans le but de réaliser des contacts ohmiques sur une zone localisée. Les différentes
caractérisations des couches réalisées ont montré que le réseau cristallin est dégradé après
implantation. L’influence du recuit à haute température visant à guérir le 3C-SiC endommagé
234
a donc été étudiée. Les différentes caractérisations physiques ont montré les meilleurs
résultats après recuit à 1350 °C pendant une heure. En effet, nous avons constaté la guérison
partielle du réseau cristallin et l’augmentation de la réflectivité après ce recuit ainsi qu’une
dégradation limitée de la surface. L’ohmicité de contacts en Ti-Ni réalisés a été démontrée par
les différentes caractérisations électriques. La plus faible valeur de résistance spécifique de
contact a été obtenue pour l’échantillon recuit à 1350 °C pendant une heure quel que soit l’ion
implanté. Les résultats obtenus sont similaires à ceux obtenus sur 3C-SiC fortement dopé
durant l’épitaxie.
Nous avons ainsi démontré l’obtention de contacts ohmiques de bonne qualité sur 3C-SiC
fortement dopé, à la fois, in situ durant l’épitaxie et par implantation ionique. Ces contacts
ohmiques peuvent donc être intégrés dans les diodes Schottky.
La réalisation d’une diode Schottky requiert donc un contact ohmique de bonne qualité et
également un contact redresseur. Ce dernier doit posséder une hauteur de barrière
suffisamment grande pour pouvoir limiter les courants de fuites en mode inverse. L’autre
paramètre caractéristique d’un bon contact Schottky est le facteur d’idéalité. Nous avons donc
cherché à obtenir des conditions pour lesquelles les contacts en nickel ou en platine réalisés
sur 3C-SiC nid, présentent une hauteur de barrière élevée et un facteur d’idéalité proche de 1.
Pour cela, nous avons étudié deux structures différentes : pseudo-verticale et verticale.
Dans la structure pseudo-verticale, le contact ohmique a été réalisé sur une couche de 3C-SiC
fortement dopé enterrée. Une étape de gravure sèche du 3C-SiC a donc été nécessaire. Cette
étape s’est avérée critique compte-tenu de l’inhomogénéité d’épaisseur des couches utilisées
et également du bâti de gravure plasma utilisé. Nous avons tout de même pu réaliser des
contacts ohmiques en Ti-Ni selon le procédé auparavant établi. Nous avons ensuite évalué la
qualité de contacts en nickel réalisés sur la surface de la couche de 3C-SiC nid (100). Seuls
les contacts recuits à une température supérieure à 600 °C ont montré une caractéristique
redresseuse. La hauteur de barrière a été évaluée à 0,5 eV et le facteur d’idéalité à environ 2.
La méthode du « lift-off » employée pour réaliser ces contacts, loin d’être idéale, semble
responsable de ces résultats décevants. Cette étude a donc été interrompue à l’issue de ces
premiers résultats.
Les contacts en nickel et en platine sur 3C-SiC (100) ou (111) au sein d’une structure
verticale ont ensuite été étudiés. Pour les deux orientations cristallines, les anodes en nickel
ont montré le meilleur résultat après recuit à 800 °C avec un facteur d’idéalité de 1,9 et une
hauteur de barrière correspondante de 0,54 eV. Les anodes en platine sur 3C-SiC (100) ont
235
montré de meilleurs résultats. En effet, après recuit à 500 °C, le facteur d’idéalité le plus
faible est de 1,24 et la hauteur de barrière correspondante est de 0,56 eV. En revanche, sur
3C-SiC (111), les contacts en platine ne semblent pas redresseurs aux températures étudiées.
Ces expériences ont permis d’évaluer la hauteur de barrière du nickel et du platine sur le
3C-SiC à notre disposition. Toutefois, l’absence de protection périphérique et de diélectrique
de passivation n’a pas permis d’atteindre des tensions élevées. C’est pourquoi nous avons
proposé une structure de diode latérale s’appuyant sur les résultats des diodes verticales
(métaux, température de recuit). Cette structure peut être réalisée sur une couche de 3C-SiC
nid. Elle est composée d’un contact ohmique circulaire réalisé sur une zone implantée.
L’anode centrale est entourée d’un anneau de garde qui permettra d’éviter le claquage
prématuré de la diode. L’avantage du procédé technologique employé pour réaliser cette
diode est qu’il autorise un nettoyage de la surface du 3C-SiC avant chaque étape.
Dans ce travail, plusieurs briques technologiques de contacts ohmiques sur 3C-SiC/Si ont été
déterminées, offrant ainsi le choix d’un procédé à basse ou à haute température. Les
investigations effectuées, au travers des structures pseudo-verticales et verticales, nous ont
permis d’identifier les conditions (métal, température de recuit, …) qui permettent d’obtenir
des contacts redresseurs. Des études complémentaires restent néanmoins à réaliser sur le
contact Schottky, notamment sur l’influence de l’épaisseur des métallisations, sur l’influence
de la durée de recuit des contacts ou encore sur la qualité de l’interface
contact/semiconducteur. Il reste à valider ces étapes technologiques en les intégrant dans un
démonstrateur pour ainsi créer une filière Schottky sur 3C-SiC.
236
Annexes
237
Annexes
Annexe 1 : Couches épitaxiées de 3C-SiC vendues par
NOVASiC
3C-SiC (100) Epitaxial Specifications
(d’après le site de la société www.novasic.com consulté le 4 juillet 2008)
1. If necessary, wafers may be supplied by novasic
2. Average layer thickness determined by sample weighing. Detailed thickness profile obtained by FTIR spectrometry
3. Carrier concentration determined from C-V measurements
4. Dopant incorporation determined from SIMS measurements
5. Microscopic inspection of crystallites or other macro-defects
239
Annexes
3C-SiC (111) Epitaxial Specifications
(d’après le site de la société www.novasic.com consulté le 4 juillet 2008)
1. If necessary, wafers may be supplied by novasic
2. Pilot furnishing of research samples, in cooperation with CRHEA – CNRS, Valbonne, France.
3. Average layer thickness determined by sample weighing. Detailed thickness profile obtained by FTIR
spectrometry
4. Dopant incorporation determined from SIMS measurements
5. For layers grown on 2’’, 275µm thick Si wafers
240
Annexes
Annexe 2 : Principaux contacts ohmiques réalisés sur SiC
Contacts ohmiques sur 4H-SiC :
Tableau 24 : Contacts ohmiques sur 4H-SiC de type n. Le dépôt de plusieurs couches métalliques est indiqué par
Métal
Al
Al/Ni
Al/Ni/Al
Al/Ti/Au
Dopage type n (cm-3)
20
>10 imp. P
2x1020 imp. P
7x10
18
Recuit
Non recuit
1000 °C – 5 min
19
(0,8-1,2)x10 épi
19
C (.cm²)
-7
5,4x10
4,8x10-5
-5
7x10
Réf.
[1]
[2]
[3]
2,8x10
-6
[4]
-7
[5]
C/Ni
3,1x10 épi
800 °C – 2h sous Ar
6,6x10
Co/Si/Co
1,1x1019
800 °C – 2 min sous vide
1,8x10-6
[6]
-5
[7]
-3
[8]
NiCr
Ni
Ni
Ni
Ni
Ni
Ni
Ni2Si
19
1,3x10 épi
15
4,2x10 épi
20
>10 imp. P
19
10 épi
19
10 épi
1x10
19
1,2x10
1000 °C – 1 min
Non recuit
950 °C – 10 min
950 °C – 10 min sous N2
950 °C – 1 min
18
19
10 épi
20
950 °C – 10 min sous N2
1,2x10
2,8x10
-6
[1]
3x10
-6
3x10
[9]
2,8x10
-6
[10]
1,7x10
-4
[11]
-3
4,2x10
(1,2-2,7)x10
-6
[12]
-5
[10]
Mo
>10 imp. P
Non recuit
2x10
[1]
Si/Ni
2x1019 épi
900 °C – 10 min sous Ar/H2
1,9x10-6
[13]
Si/Ni/Si/Ni/Si/Ni
19
10 épi
20
950 °C – 10 min
-6
3x10
[9]
-7
Ti
>10 imp. P
Non recuit
2,7x10
[1]
Ti/Ni/Al
7x1018
1000 °C – 5 min
4,5x10-5
[3]
TiC
TiC
19
1,3x10 épi
19
1,3x10 épi
Non recuit
950 °C – 3 min sous 10 %H2/Ar
241
-6
9,3x10
-5
4,01x10
[14]
[14]
Annexes
Tableau 25 : Contacts ohmiques sur 4H-SiC de type p. Le dépôt de plusieurs couches métalliques est indiqué par
Métal
Dopage type p (cm-3)
18
Recuit
C (.cm²)
-4
Réf.
[15]
Al
4,8x10 épi
4,2x10
Al/Ni
7x1020 imp. Al
5,2x10-4
[2]
AlSi(2%)Ti(0,15%)
(3-5)x1019 épi
9,6x10-5
[16]
Al/Ti
1x1019
6,4x10-4
[17]
AlTi
1,3x10 épi
1000 °C – 2 min
5x10 à 3x10
[18]
Al/Ti/Al
4,8x1018 épi
3,3x10-4
[15]
Al/Ti/Au
3x1019 épi
1000 °C – 5 min sous 1% H2/Ar
1,2x10-5
[19]
19
-6
-5
Al/Ti/Pt/Ni
(6-8)x10 épi
9x10
[20]
Co/Al
9x1018 épi
4x10-4
[21]
Ge/Ti/Al
4,5x1018 épi
600 °C sous vide
1x10-4
[22]
Ni
2x1020 imp. Al
7x10-3
[8]
Ni/Al
(3-9)x1018
1000 °C – 5-30 min sous vide
9,5x10-5
[23]
Ni/Ti
2x1019 imp. Al
700 °C – 3 min
1x10-5
[24]
Ni/Ti/Al
(3-9)x1018
800 °C – 5-30 min sous vide
6,6x10-5
[23]
Pd
5x1019 épi
700 °C – 5-40 min sous N2
5,5x10-5
[25]
Si/Al
5x1019 épi
700 °C – 5-40 min sous N2
3,8x10-5
[25]
Si/Pt
1x1019 épi
5,8x10-4
[17]
Ti
>1020 épi
Sans recuit
3,4x10-4
[14]
Ti
1,3x1019 épi
(2-4)x10-5
[18]
Ti/Al
4,8x1018 épi
2,5x10-4
[26]
18
-5
Ti/AlNi/Au
>10 imp. Al
700 °C – 30 min
5x10
[27]
Ti/AlNi/W
>1020 imp. Al
950 °C – 2 min
5x10-5
[27]
TiC
>1020 épi
950 °C – 3 min sous 10 %H2/Ar
5,6x10-5
[14]
Ti/Si/Co
3,9x1018 épi
500 °C 5 min + 800 °C 1 min
sous vide
4x10-4
[28]
20
242
-5
Annexes
Contacts ohmiques sur 6H-SiC :
Tableau 26 : Contacts ohmiques sur 6H-SiC de type n. Le dépôt de plusieurs couches métalliques est indiqué par
Métal
Ni
7,4x10
18
950 °C – 1 min sous N2
18
Ni
(7-9)x10 épi
Ni
NiCr
Ni/Si
Si/Ni
Si/Ni
1,8x10
18
1,4x10
18
(1-1,8)x10
(1-1,8)x10
18
19
18
Ti
7,4x10 épi
20
Ti/Al
4,5x10 épi
TiC
TiN
4x10
19
5x10
17
19
TiW
>10 épi
WSi2
19
>10 épi
C (.cm²)
[29]
-6
[30]
3,9x10
<5x10
950 °C – 10 min sous N2
-5
950 °C – 10 min sous N2
950 °C – 10 min sous N2
300 °C – 9h sous N2
1000 °C sous vide
1000 °C – 5 min sous argon
1300 °C 15 min sous H2
Déposé à 700 °C
2x10
[10]
6,5x10
3x10
-4
2x10
-4
Réf.
-5
18
1,5x10
Recuit
-5
[7]
[10]
[10]
-4
[31]
-5
[32]
-3
[33]
1,3x10
-5
[34]
1,3x10
-3
[9]
3,7x10
-4
[35]
6,9x10
6,7x10
<1x10
2,09x10
-5
[35]
Tableau 27 : Contacts ohmiques sur 6H-SiC de type p. Le dépôt de plusieurs couches métalliques est indiqué par
Métal
Al
Al
AlTi
20
4x10 imp. Al
20
4x10 imp. C et Al
19
2x10 épi
19
AlTi
4x10 imp. Al
Co/Si
2x1019 épi
Mo
1x1018 épi
Ta
TiN
18
1x10 épi
19
1x10 épi
Recuit
500 °C – 5h + 900 °C – 2h
sous vide
1000 °C – 20s sous N2/H2
1000 °C – 20s sous N2/H2
(croissance à 600 °C)
243
C (.cm²)
[36]
-5
[36]
qq. 10
qq. 10
1,5x10
3x10
Réf.
-2
-5
-5
[37]
[38]
<4x10-6
[39]
4,1x10-3
2,13x10
-3
-5
4,4x10
[40]
[40]
[41]
Annexes
Contacts ohmiques sur 3C-SiC :
Tableau 28 : Contacts ohmiques sur 3C-SiC de type n. Le dépôt de plusieurs couches métalliques est indiqué par
Métal
18
Al
5x10 épi
19
Al
3x10 imp. N
20
Al
3x10 imp. N
19
Al
6x10 imp. N
17
Al/Au
2,4x10
17
Cr/Au
2,4x10
Cr/Au
18
3x10 épi
Cr/Ti/Pt/Mo/Al
18
3x10 épi
17
Mo/Au
2,4x10
19
Ni
6x10 imp. N
19
Ni
3,5x10 épi
Pt
19
5x10 imp. P
Si/Ta/Au
2,4x10
17
19
Ta
5x10 imp. P
Ta/Au
(Ta/Au/Al)/Au
2,4x10
17
2,4x10
17
17
(Ta/Si)/Au
2,4x10
19
Ti
6x10 imp. N
18
Ti/Al
5x10 épi
19
Ti/Al
3x10 imp. N
20
Ti/Al
3x10 imp. N
Ti/Ni
>10
Ti/Ta/Si/Al/Au
TiW/TiWN/Pt
20
2,4x10
18
9x10 épi
5x10 imp. P
17
W
1x10 épi
17
W/Au
Non recuit
2,4x10
C (.cm²)
1,5x10
Non recuit
6x10
Non recuit
100 °C, 200 °C et 300 °C
Non recuit
5x10
-4
-5
-5
-7
[44]
-6
5,3x10
[43]
6x10
500 °C – 400h
900 °C
7x10
1050 °C – 1 min
[44]
-5
[44]
1,4x10
8x10
-5
-7
1,2x10
6x10
500 °C – 30 min
Non recuit
Non recuit
5x10
5x10
-4
1x10
5x10
-6
9x10
Non recuit
950 °C – 5 min
900 °C – 30 min
500 °C – 30 min sous Ar/8 %H2
-5
[44]
[44]
[43]
-4
-5
[42]
[42]
1,5x10
2x10
[44]
[44]
1,5x10
Non recuit
-5
[46]
9,43x10
-4
[45]
[46]
3,37x10
-7
[44]
[43]
-5
-6
Non recuit
[42]
[43]
-7
Non recuit
[42]
-5
1,2x10
Réf.
[42]
1,4x10
17
19
Re
Recuit
-5
-5
[42]
[47]
4,7x10
-5
[44]
2,3x10
-5
[48]
1x10
-5
2x10
-3
[46]
[49]
8,6x10
-2
[44]
Tableau 29 : Contacts ohmiques sur 3C-SiC de type p. Le dépôt de plusieurs couches métalliques est indiqué par
Métal
Al
Poly-Si/Al
17
1,33x10 épi
17
1,33x10 épi
Recuit
710 °C – 8 min
710 °C – 8 min
244
C (.cm²)
Réf.
1,4x10
-2
[50]
3,5x10
-4
[50]
Annexes
Annexe 3 : Mesure du dopage par C(V)
La mesure de profil de dopage dans une couche semiconductrice a été démontrée en 1960, par
Hilibrand en réalisant des mesures C(V) [51]. La mesure requiert d’avoir une jonction pn ou
Schottky. La réalisation de telles structures n’est pas nécessaire si on dispose d’une sonde à
mercure à condition d’avoir un échantillon de taille suffisante pour qu’il recouvre la surface
comprenant l’anneau d’aspiration (cf. figure 159-b).
Rainure d’aspiration
Echantillon (face à analyser vers le bas)
aspiration
Hg
Hg
(a)
(b)
Figure 159 : Schéma de montage de la mesure C(V). (a) vue en coupe et (b) vue de dessus.
La mesure consiste à déposer l’échantillon sur le plateau avec la face à analyser vers le bas
(cf. figure 159-a). Le mercure issu de fioles situées en dessous du plateau est amené au
contact de l’échantillon au niveau du disque central et de l’anneau.
Si on considère une structure métal-semiconducteur de type n avec un travail de sortie du
métal supérieur à celui du semiconducteur (M > SC), les électrons vont passer du
semiconducteur dans le métal et laisser derrière eux des charges positives. A l’équilibre
thermodynamique, une zone de charge d’espace (ZCE) de largeur W va alors être créée à
l’interface [52][53]. La création d’une ZCE entraîne l’existence d’un champ électrique et
d’une barrière de potentiel.
245
Annexes
Semiconducteur
RSC
C1
C2
ZCE
Hg
Hg
Disque
Anneau
central
Figure 160 : Grossissement de l’interface entre les contacts de
mercure et l’échantillon semiconducteur
Si on applique une tension V positive entre le métal et le semiconducteur, on va accroître
cette ZCE dans la couche semiconductrice au niveau de chaque contact (cf. figure 160). Les
variations de V entraînent une modulation de la ZCE et de la charge totale du semiconducteur
QSC :
QSC = -QM = q(NdW)
(33)
La structure présente alors une capacité différentielle C équivalente à un condensateur plan
d’épaisseur W :
C(V) =
 S
dQ
= 0 SiC
dV
W V 
(34)
Avec e la charge élémentaire de l’électron, ε0 la permittivité du vide, εSiC la constante
diélectrique du SiC et S la surface du contact entre le métal et le semiconducteur.
En différenciant l’équation (33) et en considérant que le dopage est constant dans la ZCE, on
obtient l’expression du dopage suivante :
Nd =
C3
 dC 

 dV 
 0  SiC qS 2 
(35)
En utilisant l’identité d(1/C2)/dV = (-2/C3)dC/dV, l’équation (35) devient :
Nd =
2
 1 
 / dV
 C² 
 0 SiC qS 2 d 
246
(36)
Annexes
En écrivant l’équation (36) de la façon suivante :
2
 1 
d 2  =
dV
 0  SiC eS 2 N d
C 
(37)
On voit plus facilement que l’on remonte à la valeur du dopage en considérant la pente de la
courbe (1/C²) = f(V).
247
Annexes
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251
253
Anne-Elisabeth BAZIN
Conception de diodes Schottky sur 3C-SiC
épitaxié sur silicium
Résumé
Ce travail de thèse est consacré à la réalisation d’une diode Schottky de puissance sur 3C-SiC
épitaxié sur silicium.
La majeure partie de ce travail a donc consisté à étudier la réalisation du contact ohmique. Pour cela,
plusieurs métaux ont été étudiés et caractérisés électriquement à l’aide de motifs TLM. Parmi ces
métaux, l’empilement Ti-Ni a montré de bons résultats de résistance spécifique de contact (autour de
10-5 .cm2) à la fois sur des couches dopées in situ et implantées (azote ou phosphore). Cette étude
électrique a été complétée par une analyse physique des couches.
La réalisation du contact Schottky a également été étudiée. L’utilisation de platine pour l’anode a
permis d’obtenir une hauteur de barrière et un facteur d’idéalité respectivement de 0,56 eV et de 1,24
à partir d’une structure verticale.
Enfin, ces résultats nous ont permis de proposer une nouvelle structure latérale dans laquelle nous
pourrons intégrer les étapes définies tout au long de ce travail.
Mots clés : 3C-SiC, contact ohmique, TLM, résistance spécifique de contact, implantation, contact
Schottky, facteur d’idéalité, hauteur de barrière.
Abstract
This study was dedicated to the achievement of a power Schottky diode to 3C-SiC grown on silicon.
A major part of this work has consisted in studying the achievement of ohmic contacts. To do that,
several metal have been studied and electrically characterized using TLM patterns. Among these
metals, the Ti-Ni stacking has shown good results of specific contact resistance (around 10-5 .cm2)
both on in situ highly doped samples and implanted samples (with nitrogen or phosphorus). This
electrical study has been completed with physical characterization of the 3C-SiC.
Schottky contacts have then been studied. The use of platinum to make the anode in a vertical
structure has shown the best result with a barrier height of 0.56 eV and an ideality factor of 1.24.
Finally, these results allowed us to propose a new lateral Schottky diode structure in which we will
integrate the different steps defined in this work.
Keywords : 3C-SiC, ohmic contact, TLM, specific contact resistance, implantation, Schottky
contact, ideality factor, barrier height.
254

conception de diodes schottky sur 3c

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