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Chapitre 2 Du siliciure au transistor à grille TOSI Les siliciures ont été largement étudiés depuis la fin des années 70’s. La large variété des composés et la complexité de leurs transitions de phase ont motivé des efforts continus dans le domaine des études fondamentales de ces matériaux. Aujourd’hui, quelques siliciures occupent une place stratégique dans l’industrie microélectronique, et plus particulièrement le siliciure de nickel Néanmoins, les mécanismes de formation des siliciures restent très complexes. Aussi, nous verrons dans une première partie la formation des siliciures métalliques à travers l’exemple du siliciure de nickel. Nous nous intéresserons alors aux raisons qui ont motivées son implémentation. Puis nous présenterons le module de siliciuration et l’état de l’art de la grille totalement siliciurée. 61 Chapitre 2 Du siliciure au transistor à grille TOSI ________________________________________61 1.1 Formation des siliciures ______________________________________________________65 1.1.1 Réaction limitée par la nucléation___________________________________________67 1.1.1.1 Théorie classique de la nucléation ____________________________________68 1.1.1.2 Formation contrôlée par la nucléation _________________________________69 1.1.2 Réaction limitée par la diffusion ____________________________________________70 1.1.2.1 La croissance linéaire parabolique (Loi de Deal & Grove): Exemple de la croissance d’une unique phase MxSiy ________________________________________70 1.1.2.2 Cas de la croissance simultanée de deux phases (ou plus)__________________72 1.1.2.3 Principaux paramètres et caractéristiques ______________________________73 1.1.3 Croissance séquentielle et absence de certaines phases __________________________74 1.2 Vers le siliciure de nickel pour les technologies CMOS _____________________________75 1.2.1 Limitations du CoSi2 _____________________________________________________76 1.2.1.1 Augmentation de la résistance dans les petites dimensions _________________76 1.2.1.2 Consommation de silicium problématique pour les jonctions fines et les substrats SOI__________ ________________________________________________________77 1.2.1.3 Incompatibilité du siliciure de cobalt avec les substrats SiGe _______________77 1.2.2 Avantages du NiSi ______________________________________________________78 1.2.2.1 Réduction du budget thermique ______________________________________78 1.2.2.2 Une résistivité faible pour une consommation réduite de silicium ___________79 1.2.2.3 Réduction du bridging et de la formation de voids _______________________79 1.2.2.4 Formation d’une phase peu résistive possible sur substrat SiGe _____________80 1.2.3 Challenges du NiSi ______________________________________________________81 1.2.3.1 Formation des phases du système Ni-Si _______________________________81 1.2.3.2 Découvertes récentes sur la séquence de phase du système Ni-Si____________83 1.2.3.3 Diffusion du nickel________________________________________________85 1.2.3.4 Dégradation du NiSi à haute température: NiSi et NiSi2 ___________________86 1.2.3.5 Contraintes induites par le siliciure de nickel ___________________________88 1.3 Module de siliciuration nickel standard _________________________________________89 1.3.1 Nettoyage de la surface à siliciurer __________________________________________89 1.3.2 Le dépôt de nickel et d’une couche d’encapsulation_____________________________89 1.3.3 Premier recuit de siliciuration (RTA1) _______________________________________90 1.3.4 Le retrait sélectif du métal n’ayant pas réagi __________________________________91 1.3.5 Deuxième recuit de siliciuration (RTA2)______________________________________91 1.4 La grille métallique totalement siliciurée ________________________________________91 1.4.1 Principaux siliciures pour les applications TOSI _______________________________92 1.4.2 Intégration de la grille TOSI _______________________________________________93 1.4.3 Ajustement du travail de sortie effectif _______________________________________93 1.4.3.1 Modulation par ségrégation de dopants ________________________________94 1.4.3.2 Modulation par formation d’alliages à base de nickel _____________________95 62 Chapitre 2 : Du siliciure au transistor à grille totalement siliciurée 1.4.3.3 Modulation par contrôle de la phase formée ____________________________96 1.4.4 Théories sur la modulation du travail de sortie et le Fermi pinning _________________98 1.4.4.1 Le concept de travail de sortie _______________________________________98 1.4.4.2 Modulation du travail de sortie des grilles TOSI ________________________100 1.4.4.3 Introduction des diélectriques high-k et «Fermi level pinning»_____________102 1.5 Conclusions _______________________________________________________________109 Bibliographie _____________________________________________________________________111 63 64 Chapitre 2 : Du siliciure au transistor à grille totalement siliciurée Chapitre 2 Du siliciure au transistor à grille totalement siliciuré 1.1 Formation des siliciures Ayant des propriétés de conduction voisines de celles des métaux, les siliciures ont été largement étudiés. La grande variété des composés et la complexité de leurs transitions de phase ont motivé des efforts continus. Sur la Figure II. 1 sont répertoriés la plupart des éléments pouvant se combiner avec le silicium pour former des siliciures: IA H4Si Li22Si5 VIII IIA Li15Si4 Li21Si8 Li2Si NaSi NaSi2 KSi KSi6 Mg2Si Ca2Si CaSi CaSi2 Sc5Si3 ScSi Sc2Si3 Sc3Si5 Rb2Si RbSi RbSi6 RbSi8 SrSi SrSi2 CsSi CsSi3 BaSi BaSi2 IIIA IVA VA VIA Ti5Si3 Ti5Si4 TiSi TiSi2 (C49) TiSi2 (C54) V3Si V5Si3 V6Si5 VSi2 Cr3Si Cr5Si3 CrSi CrSi2 Y5Si4 Y5Si3 YSi Y3Si5 Zr2Si Zr5Si3 Zr3Si2 ZrSi ZrSi2 La5Si3 La5Si2 La3Si2 (*) LaSi LaSi2 Hf2Si Hf5Si2 Hf5Si3 Hf3Si2 Hf5Si4 HfSi HfSi2 VIIA VIIIA IB Mn6Si Mn9Si2 Mn3Si Mn5Si2 MnSi Mn15Si26 Mn27Si47 Mn11Si19 Fe3Si Fe2Si Fe5Si3 FeSi FeSi2 Co3Si Co2Si CoSi CoSi2 Ni3Si Ni31Si12 Ni2Si Ni3Si2 NiSi NiSi2 Cu5Si Cu15Si4 Cu3Si Nb3Si Mo3Si Nb5Si3 Mo5Si3 NbSi2 MoSi2 Tc4Si Tc5Si3 TcSi TcSi2 Ru2Si Ru5Si3 Ru4Si3 RuSi Ru2Si3 Rh2Si Rh5Si3 Rh20Si13 RhSi Rh4Si5 Rh3Si4 Pd5Si Pd9Si2 Pd4Si Pd3Si Pd2Si PdSi Pd4Si20 Ta3Si Ta2Si Ta5Si3 TaSi2 W 5Si3 WSi2 Re5Si3 ReSi ReSi2 OsSi Os2Si3 OsSi1,8 OsSi2 Ir3Si Ir2Si Ir4Si5 Ir3Si4 IrSi1,75 IrSi3 Pt3Si Pt12Si5 Pt2Si Pt6Si5 PtSi Ce3Si2 Ce5Si3 CeSi CeSi2 Th3Si2 ThSi Th3Si5 ThSi2 Pr3Si2 PrSi3 PrSi PrSi2 Nd5Si3 NdSi NdSi2 Sm5Si3 SmSi SmSi2 EuSi EuSi2 Gd5Si3 GdSi GdSi2 Pu5Si3 Pu3Si2 Pu2Si3 PuSi PuSi2 AmSi AmSi2 CmSi Cm2Si3 CmSi2 IIB IIIB B6Si B4Si B3Si IVB Csi VB N4Si3 VIB Osi O2Si VIIB F4Si AlSi Si PSi PSi2 As2Si AsSi S2Si Ssi SeSi Se2Si Cl4Si Te3Si2 Te2Si TeSi Br4Si I4Si (**) (*) Métaux de transition Terres rares (**) U3Si2 Usi U2Si3 USi2 USi3 NpSi3 NpSi2 Tb5Si3 Dy5Si3 Ho5Si3 Er5Si3 Tm5Si3 Yb5Si3 Lu5Si3 TbSi DySi HoSi ErSi TmSi YbSi LuSi TbSi2 DySi2 HoSi2 ErSi2 TmSi2 YbSi2 LuSi2 Figure II. 1:Principaux siliciures pouvant être formés à partir des éléments de la classification périodique [Maex’95]. 65 Ces dernières années, ce sont essentiellement les siliciures de métaux de transition (Ti, W, Pt, Co, Ni…) qui ont été attractifs pour l’industrie microélectronique en raison de leur bonne compatibilité avec le procédé de fabrication des circuits intégrés. En plus des avantages présentés dans le premier chapitre (paragraphe 1.1.3), ils ont une grande conductivité et peuvent former des contacts fiables et peu résistifs avec les électrodes de grille, de source et de drain. La Tableau II. 1 résume les principales caractéristiques de quelques siliciures. Nous reviendrons sur la plupart de ces caractéristiques dans cette première partie. Résistivité Unité de Réaction Unité de Si Température siliciure Espèce contrôlée par la (µΩ.cm) Température consommée Siliciure de formation formé par diffusante diffusion (D) ou pour des de fusion (°C) par unité de (°C) unité de dominante la nucléation films métal métal (N) minces N sauf sur Si ~11 700-900 1500 2,22 2,33 Si TiSi2 amorphe Co2Si 300-450 1330 0,90 1,47 Co D ~110 CoSi 460-650 1460 1,81 1,98 Si D ~150 N sauf sur Si CoSi2 650-900 1326 3,61 3,49 Co ~15 amorphe Ni2Si 200-350 1255 0,91 1,49 Ni D ~25 NiSi 350-750 992 1,83 2,01 Ni D ~10 N sauf sur Si NiSi2 790-900 993 3,66 3,59 Ni ~35 amorphe MoSi2 ~500 2020 2,57 2,60 Si D 10-20 WSi2 ~650 2160 2,52 2,58 Si D ~12 Tableau II. 1:Principales caractéristiques de quelques siliciures[Maex’95]. Nous considèrerons ici le cas d’un film de métal (M), par exemple le nickel, déposé sur un substrat de silicium (Si) afin de mieux faire le γ β parallèle avec les systèmes que nous avons étudiés α T0 durant cette thèse. Si ces deux matériaux sont mis en contact et chauffés, une force motrice va se créer. Grâce à cette force, responsable de la a) migration des atomes suivant le gradient de M potentiel chimique, les atomes vont s’organiser de α façon à minimiser l’énergie libre (G) du système. β Nous nous intéresserons au cas1 de la diffusion réactive (ou chimique) où de nouvelles phases sont γ créées. Le métal et le silicium n’étant généralement Si pas miscibles en toute proportion, des phases b) Pourcentage atomique de Si Figure II. 2:Le diagramme de phase M/Si (a) permet intermédiaires vont apparaître dans la zone de prédire le profil de concentration (b) du métal dans d’interdiffusion (Figure II. 2.b). On obtiendra ainsi les différentes phases formées à la température T0. tous les composés prédits par le diagramme de [Barge’93] phase à la température donnée (Figure II. 2.a). La réaction à l’état solide entre le film Pourcentage atomique de Si Si Si 100 Epaisseur Température M 0 1 Selon la nature des atomes et la force motrice (gradient de potentiel chimique, électrique, thermique,…), différents termes sont utilisés pour définir la migration des atomes. Outre la diffusion réactive, citons la diffusion isotopique pour laquelle le matériau n’est pas modifié. 66 Chapitre 2 : Du siliciure au transistor à grille totalement siliciurée métallique et le silicium va généralement se décomposer en deux étapes [d’Heurle’88, Gas’86]: • La nucléation des germes (germination) • La croissance cristalline du composé par diffusion réactive La cinétique de cette réaction entre le métal et le silicium va ainsi être limitée par l’une de ces deux étapes. Pour pouvoir former un siliciure, il est important de comprendre et de pouvoir contrôler ces cinétiques de réaction. L’expérience de base est l’analyse de l’évolution d’un film mince de métal déposé sur du silicium mono- ou poly-cristallin après différents recuits. Pour une température donnée, l’évolution au cours du temps indique la nature de la phase formée (siliciure) et sa cinétique de formation (linéaire, parabolique,…). En revanche, l’évolution du système en fonction de la température donnera accès à l’énergie d’activation du procédé. La Tableau II. 1 précise le type de phénomène contrôlant la cinétique de réaction de quelques siliciures. Exemple des siliciures de nickel Le système Ni/Si est caractéristique du comportement observé: • Aux environs de 200°C, le nickel se transforme en Ni2Si. Cette phase va croître parallèlement à l’interface initiale Ni/Si jusqu’à totale consommation du film de nickel déposé. Le carré de l’épaisseur de siliciure formé varie linéairement avec le temps. • Une augmentation de température (~350°C), ou du temps de réaction, va alors conduire à la formation du NiSi par réaction entre le Ni2Si et le silicium. Encore une fois, le carré de l’épaisseur formée varie linéairement avec le temps et la réaction s’arrête quand toute la phase Ni2Si est consommée. • A plus haute température (~750°C), Le NiSi se transforme très rapidement en NiSi2. Nous verrons que la cinétique de réaction est difficile à identifier. On retrouve dans cet exemple les principales caractéristiques de la réaction entre un film mince de métal et le silicium: • Une croissance couche par couche. • Une apparition séquentielle des phases et non pas une apparente formation simultanée des phases observées pour les couples de diffusion massifs. • Absence de certaines phases (pourtant stables sur le diagramme de phase telles que Ni3Si, Ni5Si2, Ni3Si2) • Des cinétiques de réaction qui peuvent se classer en deux groupes [d’Heurle’86]: o Les cinétiques contrôlées par la diffusion: La formation de la nouvelle phase est limitée par la diffusion de l’espèce la plus mobile (métal ou silicium). Ce sont les cinétiques de croissance rencontrées le plus fréquemment (Ni2Si, NiSi). o Les cinétiques contrôlées par la nucléation: Elles concernent généralement les siliciures qui se forment à haute température (NiSi2). 1.1.1 Réaction limitée par la nucléation La nucléation des siliciures et les siliciures dont la formation est contrôlée par la nucléation ont été largement étudiés depuis des années [Anderson’79, Barge’93, Baglin’80, 82, Gas’86, 93, 94, Mangelinck’95, d’Heurle’85, 86, 86b, 87, 96]. Certains siliciures (NiSi2 par exemple) ne se forment qu’à haute température et de façon abrupte. Généralement, ces siliciures présentent des irrégularités de surfaces [Petersson’80, d’Heurle’88]. F. M. d’Heurle a montré que le phénomène limitant pour la formation de ces siliciures est la nucléation. 67 1.1.1.1 Théorie classique de la nucléation La création de germes d’une nouvelle phase va dépendre de la variation d’énergie libre du système. Elle implique l’apparition d’une surface délimitant un certain volume de la phase stable en formation (Annexe 1). Lors de la germination, deux termes vont entrer en compétition dans la variation d’énergie libre (∆G) d’un germe de rayon moyen r: • Un terme correspondant au gain d’énergie libre spécifique au volume du germe2 (en r3) • Un terme lié à la création d’une interface avec la nouvelle phase formée3 (en r²): le germe a une énergie libre spécifique par unité de surface σ. Contrairement à la variation de volume générée par le germe, la création d’une interface demande de l’énergie au système. La variation d’énergie libre d’un germe, représentée sur la Figure II. 3 peut ainsi s’écrire : ∆G= b.σ.r²- a.∆G1.r3 Eq. II. 1 avec a et b des termes géométriques tenant compte de la géométrie du germe, et ∆G1 la différence d’énergie libre entre deux états. Variation d’énergie libre (∆G) Terme surfacique b.σ.r² ∆G* r* Rayon du germe (r) Terme volumique a.∆G1.r3 Figure II. 3: Variation de l’énergie libre d’un germe en fonction de son rayon déterminée à partir de Eq. II.1. Les contributions de surface et de volume sont également représentées [d’Heurle’88] Le maximum de la variation d’énergie libre (∆G*) correspond au rayon critique (r*) des germes. Les germes ayant une taille supérieure à ce rayon critique vont continuer à croître. Parallèlement, les particules des germes de taille inférieure à r* vont se dissocier4 et alimenter la croissance des germes de plus grandes tailles. Le rayon critique5 et par conséquent l’énergie libre critique sont donnés par: 2.b σ 4.b3 σ3 Eq. II. 2 r* = , ∆G* = 3.a ∆G1 27.a 2 ∆G12 Le rapport σ/∆G1 est ici déterminant. Pour qu’une phase puisse germer, il est nécessaire de franchir la barrière d’énergie libre critique. 2 Terme proportionnel au cube du rayon moyen du germe: a.∆G1.r3, avec a un terme géométrique du germe et ∆G1 la variation d’énergie libre par unité de volume entre l’état initial et l’état final de la phase considérée. Généralement la nucléation d’une nouvelle phase s’accompagne par une perte d’énergie de déformation ∆Hd (énergie élastique nécessaire à la génération de dislocation): ∆G1=∆Gc-∆Hd, ∆Gc est l’énergie libre «chimique» de la phase (telle qu’elle est donnée dans les tables thermodynamiques). 3 Terme proportionnel au carré du rayon du germe: b.σ.r², avec b un terme géométrique du germe et σ l’énergie libre spécifique par unité de surface. 4 Le 5 terme de surface est dominant pour les germes de rayon inférieur au rayon critique. Le rayon critique est obtenu en rendant nulle la dérivée de Eq. II.1 par rapport à r: ∂(∆G)/ ∂r=0 68 Chapitre 2 : Du siliciure au transistor à grille totalement siliciurée 1.1.1.2 Formation contrôlée par la nucléation Si ∆G1 est faible, la création de l’interface va être problématique. Des températures élevées (>500°C) sont ainsi généralement requises pour pouvoir nucléer la nouvelle phase. Pour de telles températures, la diffusion est rapide et la formation du siliciure est quasi instantanée. Les siliciures tels que TiSi2 (phase C54), PdSi, IrSi3, NiSi2, CoSi2… (voir Tableau II. 1) ont une formation contrôlée par la nucléation (voir Tableau II. 1) [Gas’93]. Pour ces siliciures, la nucléation ne résulte pas d’une réaction directe du métal et du silicium, mais d’un premier siliciure avec le silicium. En effet, comme seules les réactions accompagnées d’une faible diminution d’énergie libre (∆G) peuvent être contrôlées par la nucléation, il est peu probable que ce mécanisme contrôle la croissance de phases formées par réaction directe entre le métal et le silicium6. Le NiSi2, par exemple, provient de la réaction: NiSi+Si→NiSi2 [Baglin’82]. Dans ce cas, la variation d’énergie libre de transformation (∆G1) n’est pas l’énergie libre de formation du NiSi2 (∆GfNiSi2) mais la différence entre cette valeur et l’énergie de formation du NiSi (∆GfNiSi). En somme, ∆G1= ∆GfNiSi2∆GfNiSi. Ces deux quantités étant quasi égales [Maex’95], ∆G1 est proche de zéro et donc l’énergie critique (∆G*) est grande. L’énergie libre spécifique par unité de surface, σ, diminuant fortement à haute température (700°C), la formation devient alors possible [Mig’00]. Il est possible de rencontrer la situation opposée pour des phases intermédiaires thermodynamiquement stables. Leur absence dans la séquence de formation des phases peut être la conséquence de difficultés à nucléer (Ni3Si2 par exemple [Gas’86]). Une phase plus riche en silicium (NiSi) pourra ainsi croître avant que leur température de nucléation ne soit atteinte. La limite entre les cinétiques contrôlées par la diffusion et la nucléation est mince. Elle peut être influencée par de faibles modifications du procédé. La barrière d’énergie libre critique peut être abaissée si le terme σ relatif à la création d’interface est diminué. Ce terme sera plus faible si le germe admet une relation d’épitaxie avec la matrice7 ou si la germination se situe sur une impureté ou un défaut (joints de grain, dislocation,…) [d’Heurle’88]. Par exemple, si la nucléation du NiSi2 est réalisée sur un silicium amorphe, l’énergie libre de transformation, ∆G1, ne sera plus simplement |∆GfNiSi2-∆GfNiSi|, mais |∆GfNiSi2-∆GfNiSi |+ |∆GcSi|, avec ∆GcSi l’augmentation d’énergie libre correspondant à la cristallisation du silicium amorphe Le carré de ce terme intervenant dans l’expression de l’énergie libre critique ∆G*, il va donc réduire significativement ∆G*. [Lien’84] a montré que sur silicium amorphe, le NiSi2 se forme à basses températures (350°C et 425°C), immédiatement après la formation complète de NiSi avec une croissance limitée par la diffusion. Il arrive que sous certaines conditions expérimentales, la température de nucléation puisse être relativement basse, la croissance étant alors limitée à la fois par la nucléation et la diffusion. Ainsi, la phase NiSi2 peut apparaître au début de la séquence à basse température (~200°C), puis être consommée par la formation des phases suivantes (Figure II. 5) [Lauwers’00, Teodoresco’01]. L’apparition du NiSi2 peut être facilitée par la présence d’oxyde à l’interface Ni/Si [Teodoresco’01] et/ou par des singularités comme les bords de lignes ou défauts qui sont par ailleurs sous contraintes8 (Figure II. 4). Dans les conditions standard du procédé de siliciuration (voir paragraphe 6 Les siliciures de terres rares (R.E.) et d’Yttrium, avec une formule en R.E.Si1,7, sont les seuls dont la formation à partir de la réaction directe métal-silicium est contrôlée par le phénomène de nucléation à basse température (~400°C). Ils peuvent croître à basse température grâce à deux facteurs: Les atomes métalliques, volumineux, sont quasi immobiles jusqu’à des températures avoisinant les 1000°C et les atomes de silicium se comportent comme des interstitiels. Il n’y a donc pas, à basse température, de mécanismes permettant de relaxer le stress. L’énergie de déformation. ∆Hd est donc grande, |∆Gc-∆Hd| petite et par conséquent ∆G* est grand [Baglin’80]. 7 Ces effets de nucléation diminuent lorsque la phase se forme sur du silicium amorphe. 8 Dans ces zones, le désaccord de maille par rapport au silicium est très faible (0.4%), ce qui autorise une accommodation des contraintes plus facile que dans le cas de la phase NiSi. 69 1.3), ce problème de nucléation précoce, appelé «spiking», est bien connu pour les transistors PMOS [Lauwers’02]. Certains paramètres peuvent favoriser la nucléation prématurée de cette phase, comme des contraintes en tension dans le silicium mais aussi la présence des dopants tels que B, BF2 et F [Lauwers’01]. Cette croissance incontrôlée de NiSi2 peut engendrer de forts courants de fuite car cette phase peut se trouver très proche de la jonction source/drain. Cependant l’ajout de platine, soluble dans la phase NiSi et non dans NiSi2, permet de réduire l’apparition des pyramides de NiSi2 en augmentant la température de nucléation. a Figure II. 4: Croissance de NiSi2à 150°C à travers un film d’oyde[Teodoresco’01]. 1.1.2 Si b Si Figure II. 5: Coupe TEM de la formation du siliciure de nickel à différentes températures : a) 12nm Ni/8nm Ti, 30s à 310°C, b) 18nm Ni, 30s à 500°C. [Lauwers’00]. Réaction limitée par la diffusion Généralement, pour des températures inférieures à 500°C, la majorité des siliciures formés à partir de métaux de transition a une croissance contrôlée par la diffusion. Parmi ces siliciures, on trouve Co2Si et CoSi, MnSi, Pt2Si et PtSi, HfSi, Ni2Si et NiSi,… (voir Tableau II. 1). Pour des films minces et pour une température de recuit donnée, le carré de l’épaisseur de ces siliciures varie linéairement avec le temps durant leur formation. 1.1.2.1 La croissance linéaire parabolique (Loi de Deal & Grove): Exemple de la croissance d’une unique phase MxSiy Si dans le diagramme de phase du système métal/silicium il n’existe qu’une seule phase stable intermédiaire à une température T0 donnée, la JSi JM M Si M XSiy croissance de cette phase MxSiy se déroulera en trois étapes (Figure II. 6) [Gas’93]: L(t) • La création d’une interface (paragraphe 1.1.1) • La diffusion des atomes (M et/ou Si) à travers Figure II. 6: Représentation schématique de la croissance d’une unique phase MxSiy par MxSiy réaction à l’état solide entre le métal et le • La réaction chimique entre le métal et le silicium: JM et JSi sont respectivement le flux de silicium aux interfaces (M/MXSiy ou MXSiy/Si) métal et le flux de silicium arrivant à l’interface MxSiy/Si pour le métal et à l’interface M/MxSiy conduisant à la formation d’un composé pour le silicium. L(t) est l’épaisseur de la phase intermédiaire : xM+ySi→ MXSiy M Si , fonction du temps. x y La loi de croissance linéaire parabolique a été formalisée par Evans [Evans’24] en 1924, puis observée par Deal and Grove [Deal’65] en 1965 dans le cas de l’oxydation du silicium. Elle combine les deux phénomènes qui régissent la croissance: la diffusion et la réaction `a l’interface. 70 Chapitre 2 : Du siliciure au transistor à grille totalement siliciurée Contrôle par la réaction à l’interface: Croissance linéaire Au début de la réaction, l’épaisseur L de MxSiy est faible. Les interfaces avec MxSiy sont alimentées par M et Si. La formation du siliciure ne dépend alors que de la capacité de l’interface à former le composé. L’épaisseur formée L (en cm) est linéaire avec le temps t (en s): Eq. II. 3 L(t)=Kr.t 9 avec Kr, le taux de réaction à l’interface exprimé en cm/s. Contrôle par la diffusion L’épaisseur du siliciure MxSiy augmentant, la distance à parcourir par les atomes pour atteindre l’interface opposée va devenir de moins en moins négligeable. La réaction n’est alors plus limitée par la réactivité de l’interface, mais par le nombre d’atomes qui arrivent à cette interface par unité de temps. Ce sont ainsi les phénomènes de diffusion qui vont limiter le processus. Pour uen température donnée, l’épaisseur formée suit alors une loi parabolique en t : Eq. II. 4 L²(t)=Kd.t 10 avec Kd, le taux de formation de la phase considérée (cm²/s). Ce taux de formation est thermiquement activé. Il suit la loi d’Arrhenius selon: K d = K d0 e −Q K BT Eq. II. 5 où Kd0 est le facteur pré-exponentiel (cm²/s), Q est l’énergie d’activation (J/mol ou eV), R la constante des gaz parfait (J.K−1.mol−1 ou eV/mol) et T la température (Kelvin). Kd0 et Q sont caractéristiques du mécanisme de diffusion. Kd0 est en général lié à la fréquence de saut de l’élément diffusant, alors que Q représente l’énergie nécessaire à la formation et à la migration du défaut permettant la diffusion. Il est donc possible de déduire l’énergie d’activation de la formation d’une phase après avoir déterminé le taux de formation pour différentes températures. Croissance linéaire parabolique Ce type de croissance est connu sous le nom de «croissance linéaire parabolique». L(t) L²(t) + =t Eq. II. 6 Kr Kd Le passage du régime linéaire au régime parabolique va se faire progressivement. Toutefois, il est possible de définir une épaisseur L1/2 caractéristique de changement de régime en dessous de laquelle la loi linéaire domine et au dessus de laquelle la loi parabolique est suivie [Dybkov’86]: Eq. II. 7 L1/2=Kd/Kr Les équations de diffusion à l’origine de ces lois sont détaillées en Annexe 1. ΩX M NυM M x (µ3 − µ1M ) , avec XM la fraction atomique ( X M = dans MxSiy), x+y k BT N le nombre total d’atomes par unité de volume dans la phase (at.cm-3), kB la constante de Boltzman (eV.K-1.at-1). µ3M et µ1M sont respectivement les potentiels chimique de M dans les couches M et Si (eV/at). Ω est le volume du 1 composé formé par atome d’espèce mobile ( Ω = Ω M x Si y et ΩMxSiy est le volume occupé par une molécule unité). νM x est la vitesse de réaction interfaciale. 9 Si M est l’espèce diffusante, K r = − 10 Si M est l’espèce diffusante, K d = − 2ΩX M ND M M (µ3 − µ1M ) , avec DM le coefficient de diffusion de M dans MxSiy. k BT 71 1.1.2.2 Cas de la croissance simultanée de deux phases (ou plus) Généralement, la croissance d’une phase est corrélée à l’apparition ou à la disparition des phases voisines. En effet, le cas de la croissance simultanée de plusieurs phases est plus fréquent mais aussi plus complexe11. Nous prendrons ici l’exemple de la formation de deux phases12 en équilibre M2Si et MSi. Encore une fois, on suppose que le métal est l’espèce diffusante. Dans ce cas, les réactions vont se produire aux deux interfaces M2Si/MSi et MSi/Si (Figure II. 7). M JMI JMII M 2Si MSi LI(t) LII(t) Si Figure II. 7:Représentation schématique de la croissance simultanée de deux phases M2Si et MSi par réaction à l’état solide entre le métal et le silicium: JMI et JMII sont respectivement le flux de métal arrivant à l’interface M2Si/MSi et à l’interface MSi/Si. LI(t) et LII(t) sont les épaisseurs des phases M2Si et MSi, fonction du temps. Les variations d’épaisseurs des composés M2Si (LI) et MSi (LII) sont reliées aux flux de diffusion du métal dans les phases M2Si (JMI) et MSi (JMII) par les relations (Annexe 1): dLI dLII M M = JM = 2JM I − J II , II − J I dt dt Eq. II. 8 L’équation de diffusion appropriée pour analyser une réaction dont la force motrice est un gradient de potentiel chimique est l’équation de Nerst-Einstein [d’Heurle86]. Contrairement à la première loi de Fick, elle inclut explicitement les termes thermodynamiques. Elle exprime le fait que le taux de formation Kd est en fait le produit d’un coefficient de diffusion effectif13 et d’un terme chimique14 (∆Gfγ/kBT) proportionnel à l’énergie libre de formation du siliciure formé: D ∆Gγ J = −XM N M kBT L f Eq. II. 9 M Avec XM la fraction atomique (par exemple 2/3 pour le Ni dans Ni2Si), N le nombre total d’atomes par unité de volume dans la phase (at/cm3), DM le coefficient de diffusion de M dans MxSiy, ∆Gfγ l’enthalpie libre15 de formation de la phase MxSiy. D’où: dLI α β dLII β α = − , =2 − dt LI LII dt LII LI Eq. II. 10 Avec α et β des constantes liées au coefficient de diffusion du métal, kBT, aux enthalpies de formation des différentes phases considérées et au volume par atome de M pour M2Si et MSi. 11 La cinétique de croissance de chaque phase ne dépendra pas uniquement des ses caractéristiques (cinétique de réaction, coefficient de diffusion) mais aussi des caractéristiques de toutes les phases en présence. 12 Plus généralement MmSip et MpSiq avec m>p et donc n<q 13 Ce coefficient de diffusion effectif prend en compte tout les chemins de diffusion.. 14 Si l’on admet que le gradient de potentiel chimique est constant à travers la phase MxSiy, on a 15 La grandeur considérée devrait être l’énergie libre standard de formation (∆Gf=∆Hf-T∆Sf). Mais dans le cas de composés définis, pour lesquels il existe un fort ordre structural, il convient de négliger la variation d’entropie standard de formation ∆Sf (∆Hf>>T∆Sf). La chaleur de formation est normalisée par le nombre d’atomes métalliques pour permettre de comparer l’enthalpie libre de réaction avec la quantité de silicium par nombre d’atomes métalliques. Cela revient à comparer l’enthalpie lire de réaction en fonction du nombre d’atomes de silicium nécessaires pour réaliser la réaction: ∆Gf~∆Hf. 72 f dµ ∆G γ ≈ dx L Chapitre 2 : Du siliciure au transistor à grille totalement siliciurée 1.1.2.3 Principaux paramètres et caractéristiques Taux de croissance et énergies d’activation Les études des cinétiques contrôlées par la diffusion procurent des informations sur le siliciure en croissance. L’expérience de base consiste à déposer une épaisseur de métal suffisamment grande pour que la totalité du film ne réagisse pas durant le recuit de formation qui suit le dépôt. Après recuit, l’épaisseur du siliciure formé est mesurée et il est possible d’établir la dépendance de cette épaisseur au temps et à la température. Dans la plupart des cas, cette dépendance est parabolique ce qui indique que la diffusion contrôle la croissance de la phase considérée. Deux quantités peuvent être extraites des données expérimentales: • Le taux de formation Kd, égal à la pente de la droite représentant le carré de l’épaisseur (L) en fonction du temps (t): Eq. II. 11 Kd=L²/t • L’énergie d’activation Q (variation du taux de croissance avec la température T): −Q K d = K d0 e K BT Eq. II. 12 Ces données peuvent aider à prédire les conditions dans lesquelles un siliciure va croître, même si leur signification en terme de diffusion est un peu plus complexe. Le principal avantage de former des films minces est que généralement les différentes phases des siliciures se forment séquentiellement (voir paragraphe 1.1.3). Dans ce cas, le taux de croissance est relié directement à la diffusion dans la phase en formation. Par contre, quand plusieurs phases se forment simultanément16, le taux de croissance dépend des flux de diffusion à travers les différentes phases en formation, ce qui rend l’analyse plus complexe [Barge’95]. Le développement des techniques in situ telles que le mesures de résistance [Colgan’96] ou de calorimétrie à balayage différentiel [Knauth’94] a aussi permis de déterminer rapidement ces paramètres. Principale espèce diffusante Pour la plupart des siliciures, des expériences menées avec des marqueurs radioactifs [Brown’73, Barge’95, Ciccariello’89, Baglin’82, Pretorius’77, Finstad’81, d’Heurle’82] ont montré qu’une seule des espèces était mobile pendant la croissance. Les taux de formation et les énergies d’activation déterminées sont ainsi généralement caractéristiques de la principale espèce diffusante (Tableau II. 1). Généralement, cette espèce est le métal pour les siliciures riches en métal et le silicium pour les siliciures riches en silicium. Ceci est une conséquence de ce que l’on appelle la règle du Cu3Au17 qui affirme que, dans une structure intermétallique ordonnée, l’espèce qui a le plus grand coefficient de diffusion sera l’élément majoritaire de la phase en formation [d’Heurle’86, 95]. L’écart entre la vitesse de diffusion du nickel et celle du silicium a été évalué à 10 par [d’Heurle’82], mais dépend beaucoup du mode de diffusion (joints de grain ou massif). Le nickel participerait à plus de 95% du flux de diffusion de la masse totale [Finstad’81], mais uniquement si Ni et Si sont 16 Cas des couples de diffusion massifs 17 Seuls les mécanismes de diffusion lacunaire sont pris en compte (cas des métaux et de la plupart des composés intermétalliques. Ce modèle prédit que la première phase à se former sera celle dont l’élément majoritaire diffuse le plus vite. 73 monocristallins18 [Prikryl’95, Cerny’95]. Pour les monosiliciures, le silicium est la principale espèce diffusante dans HfSi, FeSi, RhSi, IrSi, CoSi alors que pour le NiSi la principale espèce diffusante est le nickel. En résumé, le nickel serait l’espèce majoritaire diffusant dans les sites interstitiels du réseau lors de la formation des siliciures Ni2Si, NiSi et NiSi2 [Finstad’81, d’Heurle’82]. 1.1.3 Croissance séquentielle et absence de certaines phases Dans une configuration où le réservoir de silicium est illimité, la séquence de formation des siliciures débute avec les siliciures les plus riches en métal. Lorsque dans un couple de diffusion l’une des deux espèces a une épaisseur faible (<100nm), il a été observé que les phases apparaissent généralement de façon séquentielle et non simultanée d’Heurle’86, Gösele’82, Figure II. 8: Séquence schématique de formation du NiSi et [Gas’93, relation entre les épaisseurs. Dans certains cas, la formation Dybkov’86, Philibert’91] (Figure II. 8). transitoire de Ni31Si12 et Ni3Si2 avant la formation de Ni2Si Plusieurs explications ont été proposées [Nemouchi’05] pour expliquer cette formation séquentielle. Seuil de nucléation Une première explication est l’existence d’un seuil de nucléation. La nucléation de la nouvelle phase requiert alors une température élevée pour pouvoir nucléer. Généralement, cet argument (décrit plus en détail dans le paragraphe 1.1.1) serait valable essentiellement lorsque la différence entre la température de formation de la nouvelle phase et de la phase précédente est grande (par exemple entre le NiSi autour de 280°C et le NiSi2 à 800°C, l’une étant contrôlée par la diffusion et l’autre par la nucléation). Epaisseur critique Quand cette différence de température est faible (par exemple entre Ni2Si et NiSi, ou Co2Si et CoSi), ce premier argument n’est plus valable. Différents auteurs [Gösele’82, Dybkov’86] ont ainsi proposé la notion d’épaisseur critique. L’approche la plus simple est la suivante [d’Heurle’86]. Dans le cas de la croissance de deux phases (paragraphe 1.1.2.2), nous avons vu que l’on peut obtenir les Eq. II. 8 suivantes: dLI/dt=JIM-JIIM et dLII/dt= 2JIIM-JIM. Si l’on se place dans la situation simple où le flux de métal dans la phase I (M2Si) est limité par la diffusion (JI=α/LI) alors que le flux dans la phase II (MSi) est constant (contrôlé par le taux de réaction ou le taux d’échange aux interfaces M2Si/MSi ou MSi/Si: JII=RII), la phase Il ne commencera à croître que lorsque: dLII α > 0 ou LI > 2R II dt 18 Eq. II. 13 Pour les temps caractéristiques mis en œuvre lors d’un recuit au laser impulsionnel (~100ns), lors de la réaction entre Ni amorphe sur substrat Si, la diffusion du Si par les joints de grains du nickel peut dominer la diffusion du nickel à 74 Chapitre 2 : Du siliciure au transistor à grille totalement siliciurée Cette épaisseur critique est ainsi l’épaisseur minimale de la phase I (M2Si) pour que la phase II (MSi) débute sa croissance. Pour les siliciures, il est possible d’imaginer que cette épaisseur critique19 soit du même ordre de grandeur que l’épaisseur du film. L’épaisseur critique de la phase M2Si pour former la phase MSi n’est alors jamais atteinte, ce qui conduit à une formation séquentielle des phases. Toutefois, des exceptions ont été reportées. La plus connue est la croissance simultanée du Co2Si et du CoSi [Lau’78, Lien’85]. La situation n’est pas si claire pour les autres siliciures. L’observation de la formation simultanée ou séquentielle va dépendre des conditions expérimentales. Une forte concentration d’oxygène dans le film métallique ou un changement dans la cristallinité du substrat peut induire le passage d’une formation séquentielle à une formation simultanée. Par exemple, les phases Ni2Si et NiSi se forment séquentiellement quand Ni réagit avec le silicium cristallin et simultanément quand Ni réagit avec du silicium amorphe [Olowolafe’76, Knauth’94]. L’Eq. II. 13 montre qu’il est possible de diminuer l’épaisseur critique en réduisant l’efficacité du transport dans la phase I (par la présence d’oxygène par exemple) ou par une amélioration des réactions aux interfaces. Cette forte dépendance aux conditions expérimentales semble indiquer que les épaisseurs critiques des siliciures sont de l’ordre des épaisseurs des films minces généralement étudiés. Compétition entre les coefficients de diffusion et absence de certaines phases Une autre explication possible pour cette croissance séquentielle (et pour l’absence de certaines phases) est l’aspect de compétition dans la croissance simultanée. Si le coefficient de diffusion dans une phase est bien plus grand que dans les autres phases, il est possible d’imaginer que cette phase croisse bien plus vite et consomme tout le métal disponible avant qu’une autre phase n’apparaisse. Les analyses des couples de phase croissant séquentiellement suivant une cinétique contrôlée par la diffusion (Co2Si/CoSi [Lau’78, Lien’85], Ni2Si/NiSi [Olowolafe’76, d’Heurle’84]) ont montré que la différence entre les taux de formation des phases formées est faible (Kd entre 1 et 10). Ceci favoriserait l’existence d’une épaisseur critique. 1.2 Vers le siliciure de nickel pour les technologies CMOS Depuis le milieu des années 1970s, la réaction du nickel avec le silicium pour de potentielles applications microélectroniques a été largement étudiée [Nakamura’75] [Pretorius’77] [Tu’77], [Ottaviani’81] [D’Heurle’84]. Ces dernières années, la phase peu résistive du siliciure de nickel, le NiSi, a suscité un regain d’intérêt pour ses applications en tant que contact pour la source, le drain et la grille des dispositifs CMOS. De nombreux industriels ont ainsi publié des résultats sur les contacts NiSi [Ohguro’94] [Morifugi’02] [Lu’02] [Hokazono’02] [Chau’01,00] [Mukai’95] [Xiang’00] soulignant que les avantages de ce matériau résident dans son faible budget thermique de formation, dans sa faible résistivité, sa compatibilité avec les dispositifs de petites dimensions et dans la faible fuite de jonction obtenue. A travers les résultats électriques obtenus, le procédé de siliciuration NiSi a prouvé sa faisabilité par rapport au précédent siliciure utilisé, le CoSi2. Toutefois, son utilisation dépend encore des améliorations de rendement de ce procédé. La plupart des propriétés du NiSi étant très différentes de celles du CoSi2, il est important de bien comprendre les avantages et limitations de chaque matériau. haute température. 19 L’épaisseur critique est fixée par le taux de réaction de la phase II (MSi) et par l’efficacité du transport de masse dans la phase I (M2Si). 75 1.2.1 Limitations du CoSi2 Comme les transistors commencent à atteindre en production des tailles de grille inférieures à 50nm, la formation de contacts en siliciure de cobalt est devenue de plus en plus difficile. Trois principaux facteurs ont limité l’extension de ce matériau aux futures générations de dispositifs: • L’augmentation de la résistance dans les lignes très étroites; • La diminution du réservoir de silicium disponible à la réaction de siliciuration20. Et cela, alors que les jonctions doivent être de plus en plus fines et que les substrats de silicium sur isolant (SOI pour Silicon on insulator) deviennent de plus en plus minces; • L’introduction de substrats SiGe. 1.2.1.1 Augmentation de la résistance dans les petites dimensions L’augmentation de la résistance est une réminiscence du problème déjà rencontré dans les années 1990s avec le siliciure de titane. La difficulté de la phase peu résistive C54 du TiSi2 à germer 21 était alors à l’origine de l’augmentation de la résistance dans les lignes de dimensions inférieures à 350nm [Mann’95, 94, Mangelinck’03]. Le nombre de sites de nucléation peut être accru par addition d’éléments de transition dans le siliciure, permettant ainsi d’obtenir la phase C54 dans des longueurs de grille avoisinant les 200nm [Harper’00]. Toutefois, atteindre des dimensions inférieures nécessitait l’introduction de contacts en CoSi2. Ce matériau, peu résistif, ne posait pas de problèmes de formation dans les petites dimensions accessibles à l’époque (~100nm). Des travaux plus récents [Lu’02] [Xiang’00] [Chau’00] montrent que la résistance des lignes de CoSi2 augmente dramatiquement avec une diminution plus poussée de la largeur des lignes (Figure II. 9). La largeur à laquelle augmente cette résistance dépendrait du procédé de siliciuration et du site testé (longueur de ligne et géométrie) et a été reportée comme étant liée à la présence accidentelle de discontinuités dans les lignes siliciurées étroites. L’origine de ces discontinuités est peu claire et dépendrait de la présence d’impuretés, d’une agglomération non uniforme pour les plus petites dimensions, Figure II. 9: Résistance surfacique d’un poly-silicium de type d’un stress local, ou même du mécanisme n en fonction de la longueur physique de grille [Lu’02]. de formation (espèces diffusantes). Nous sommes probablement ici en présence d’une combinaison de ces facteurs. Hormis la résistance des faibles longueurs de grille qui peut être atténuée par l’optimisation du matériau proprement dit [Lavoie’02], les limitations qui suivent ne peuvent être évitées par l’usage du procédé standard de siliciuration cobalt auto-aligné. Liée à la forte consommation en silicium du procédé CoSi2. 20 21 La particularité du TiSi2 est une transition allotropique (changement de structure cristallographique avec la température) de la phase résistive C49 à la phase peu résistive C54. La réduction des dimensions va diminuer le nombre de défauts, tels que les joints triples, ce qui entraîne un problème de germination de la phase C54 [Mangelinck’03]. 76 Chapitre 2 : Du siliciure au transistor à grille totalement siliciurée 1.2.1.2 Consommation de silicium problématique pour les jonctions fines et les substrats SOI Le second facteur limitant du CoSi2 concerne la formation de siliciure sur de faibles réservoirs de silicium. En effet, les spécifications de résistance de surface RS pour les contacts des dispositifs actuels sont telles que l’épaisseur de CoSi2 devrait se situer entre 20 et 30nm. A partir des structures cristallines et des volumes atomiques (Eq. II. 14), on peut facilement déterminer que l’épaisseur de silicium nécessaire pour former cette couche peu résistive est de 3% plus importante que celle du siliciure lui-même. o o o Eq. II. 14 1A Co + 3, 61A Si → 3, 49 A CoSi 2 De plus, à l’épaisseur du siliciure, il faut aussi ajouter la rugosité de son interface avec le silicium. En effet, l’interface CoSi2/Si est naturellement rugueuse de par le contrôle de la formation du CoSi2 par la nucléation à partir du CoSi. Alors que cette rugosité peut être contrôlée à travers l’optimisation des nettoyages ou par des alliages [Lavoie’02] [Agnello’99], elle ne peut être éliminée. Localement, l’épaisseur de CoSi2 maximum peut être typiquement de 20 à 30% plus grande que son épaisseur moyenne. Si l’épaisseur du film SOI avoisine les 40nm, au moins une partie du siliciure sera en contact avec la sous-couche d’oxyde, provoquant la dégradation de la résistance de contact et des propriétés du dispositif. 1.2.1.3 Incompatibilité du siliciure de cobalt avec les substrats SiGe Le dernier facteur pouvant aussi restreindre l’extension du CoSi2, est l’introduction du germanium dans le silicium. Celuici permet de modifier le stress dans le substrat et ainsi améliorer la mobilité des porteurs et accroître la vitesse de commutation des dispositifs. La formation du CoSi2 dans ces substrats SiGe est extrêmement difficile [Lavoie’02] 20µm [Detavernier’01, 00]. En effet, le germanium est soluble dans le CoSi, mais non miscible dans le CoSi2. En conséquence, la Figure II. 10: Image SEM d’une formation de CoSi à partir de CoSi requiert que des atomes de 2 structure Co(10nm)/Ge(2nm)/Si Ge soient expulsés des grains de CoSi2 pendant leur recuite à 680°C. [Detavernier’01] croissance. On observe ainsi sur la Figure II. 10 une surface à l’aspect rugueux et biphasique. A partir de mesures in situ lors de la formation de cette phase, il a été déterminé que non seulement la croissance de la phase est retardée, mais aussi que sa nucléation est ramenée à des températures bien plus élevées22. Cette température de procédé est trop haute pour l’élaboration de dispositifs avancés, mais aussi pour l’intégrité même du siliciure23. Si l’épitaxie sélective de silicium sur la source et le drain des transistors (source/drain surélevés) permet de lever partiellement les réserves énoncées ci-dessus, l’utilisation du NiSi est intéressante à la fois en termes de coût et de simplicité du procédé. 22 A partir des théories classiques de nucléation [d’Heurle’88], il peut être démontré que le changement d’entropie de mélange d’une solution à un mélange de phases augmente la barrière à la nucléation [Lavoie’02] [Detavernier’00] [d’Heurle’88, 85]. De ceci, résulte l’élévation de la température de nucléation du CoSi2 d’environ 600°C à plus de 800°C. 23 Le point de fusion bas du Ge dans le film abaisse la température d’agglomération au point où la fenêtre de procédé entre la formation du germanosiliciure et son agglomération devient inexistante. 77 1.2.2 Avantages du NiSi Principal candidat au remplacement du CoSi2, le NiSi présente une amélioration sur chacun des points présentés plus haut. Les avantages du siliciure de nickel peuvent être classés dans les quatre catégories listées ci-dessous: • Réduction du budget thermique • Résistivité plus faible pour une consommation réduite de Si • Diminution de la rugosité interfaciale et absence de bridging. Formation contrôlée par la diffusion du Ni • Formation d’une phase peu résistive possible sur SiGe 1.2.2.1 Réduction du budget thermique Ainsi, plusieurs facteurs contribuent à favoriser la formation du NiSi par rapport au CoSi2. Le premier réside dans le large ratio entre les solubilités des atomes de nickel et cobalt dans le substrat Si [Lee’95] [Weber’83]. A 900°C par exemple, la solubilité des atomes de nickel en sites interstitiels est d’environ quatre ordres de grandeur plus grande que celle des atomes de cobalt. Ce ratio augmentera rapidement avec une diminution de la température24. Le nickel a aussi une bien plus grande diffusivité dans le silicium que le cobalt pour les basses températures [Maex’95]. De plus, le plus faible ratio méta/silicium dans le NiSi, comparé au CoSi2, présente un avantage. Les courbes de la Figure II. 11 représentent les mesures de résistance réalisées sur des films minces de Ni et Co déposés sur Poly-Si pendant une rampe de température. Ils montrent, à travers la modification de la résistance, la formation successive des différentes phases de siliciures lors de la montée en température. En effet, comme nous l’avons vu dans le paragraphe 1.1.3, pour un film mince de nickel sur un réservoir infini de silicium, si l’épaisseur critique pour former la phase suivante n’est pas atteinte, seule une élévation de température peut fournir l’énergie suffisante à la formation de la phase suivante. Les phases les plus riches en silicium sont les dernières à se former. Alors que la phase CoSi2 peu résistive commence à se former au delà de 600°C, il apparaît clairement que la phase NiSi est quant à elle déjà formée à 350°C. Notons qu’à la température de formation du CoSi2, la résistance du système Ni-Si commence déjà à augmenter. D’où l’importance de réduire le budget thermique du procédé de fabrication après la formation du NiSi. En effet, le passage du matériau CoSi2 au NiSi ne permet pas seulement une diminution du budget thermique, mais elle le requiert. La dégradation des couches NiSi à de hautes températures sera discutée en détail plus loin. Figure II. 11: Comparaison entre les systèmes Ni-Si et Co-Si, de l’évolution de la résistance du film. Les recuits des films de Co et Ni déposés sur Poly-Si non dopé ont été réalisés avec une rampe de 3°C/s sous azote purifié. La courbe de résistance de la réaction Ni-Si a été décalée pour plus de clarté [Lavoie’03]. 24 Vers 500°C, la solubilité du nickel dans le silicium est proche de 6 ordres de grandeur plus grande que pour le cobalt. 78 Chapitre 2 : Du siliciure au transistor à grille totalement siliciurée 1.2.2.2 Une résistivité faible pour une consommation réduite de silicium L’épaisseur de silicium disponible devenant limitée pour les contacts (SOI mince et jonctions fines), il est devenu crucial de limiter la consommation de silicium durant la siliciuration. Deux facteurs y contribuent. Le premier est la plus faible densité en silicium du NiSi qui permet à elle seule, pour une épaisseur de siliciure équivalente, de réduire la consommation de silicium de plus de 10% par rapport au CoSi2 (Eq. II. 15). o o ⎧ o ⎪ 1 A C o + 3, 6 1 A S i → 3, 4 9 A C o S i 2 ⎨ o o o ⎪⎩ 1 A N i + 1, 8 3 A S i → 2 , 0 1 A N iS i Eq. II. 15 De plus, comme la résistivité du NiSi (~13-14 µΩ.cm) est plus faible que celle du CoSi2 (~18µΩ.cm), le siliciure de nickel peut être bien plus fin pour une même résistance carrée. Ces deux facteurs combinés conduisent typiquement, pour une résistance carrée donnée, à une réduction de la consommation de silicium d’environ 40% pour le NiSi par rapport au CoSi2. Ce pourcentage dépend grandement de la qualité et de la résistivité du NiSi formé. Des modifications de la concentration d’impuretés, de la structure de grain, peuvent avoir un effet significatif sur la résistivité finale et ainsi sur la réduction effective de la consommation de silicium. 1.2.2.3 Réduction du bridging et de la formation de voids Il a été reporté que la formation du NiSi est contrôlée par la diffusion (paragraphe 1.1.2). Contrairement à une réaction contrôlée par la nucléation25 (paragraphe 1.1.1), les fronts de croissance des nouvelles phases sont planaires et se déplacent uniformément selon la relation standard où l’épaisseur est proportionnelle à la racine carrée du temps [d’Heurle’98]. Par conséquent, la formation du NiSi présente aussi une plus faible rugosité de surface et d’interface. L’interface NiSi/Si peut donc être plus proche de l’oxyde enterré, pour les dispositifs sur substrat SOI, sans risque de contact avec la sous-couche d’oxyde. Outre le contrôle L’espèce diffusante est le métal L’espèce diffusante est le silicium diffusionnel de la cinétique de réaction, il est aussi Métal Métal Poly-Si Poly-Si important de souligner que l’espèce dominante diffusant est le nickel. Cette Substrat Si Substrat Si a) c) considération conduit à deux avantages majeurs du siliciure siliciure point de vue du procédé de «Bridging» Poly-Si Poly-Si fabrication. Dans le procédé auto-aligné, si la Substrat Si Substrat Si b) d) température de formation est suffisamment faible Figure II. 12: Schéma illustrant le phénomène de court-circuit («bridging») possible entre la grille et les régions source-drain avant (a et c) et après (b et d) pour que le silicium ne soit recuit de siliciuration. Comparaison de la siliciuration dans le cas où la pas mobile de façon principale espèce diffusante est le métal (a et b) et dans le cas où le silicium est significative, la possibilité la principale espèce diffusante (c et d). de court-circuit entre la grille et les S/D est quasiment éliminée. En effet, avec une faible diffusivité des atomes de silicium, la formation de siliciure sur les espaceurs ou les zones d’oxyde, qui pourrait résister à l’attaque sélective, n’est pas possible (Figure II. 12). 25 Une réaction contrôlée par la nucléation évolue non uniformément et conduit à une rugosité de surface et d’interface plus importante. 79 Le second avantage de la diffusion du nickel est que les lacunes, générées par la diffusion proprement dite, sont principalement localisées dans la couche métallique plutôt que dans la couche de silicium quand ce dernier est l’espèce diffusant (Figure II. 13)26. Les conséquences, non triviales au premier abord, sont de première importance pour les petites dimensions. Pour les dispositifs avec siliciure de cobalt, où la formation du CoSi2 est contrôlée par la diffusion du Si, des lacunes sont générées dans le silicium. La diffusivité des lacunes y est très grande. Dans les substrats massifs, même si ces lacunes sont distribuées dans toute l’épaisseur de la plaque, elles peuvent entraîner le développement de porosités (aussi appelées voids ou lacunes de Kirkendall). Diffusion du métal: Lacunes dans la couche métallique Diffusion du silicium: Lacunes dans la couche de Si Figure II. 13: Schéma simplifié de la génération de lacune dépendant de l’espèce diffusant. Les lacunes sont localisées dans la couche de silicium si le Si diffuse et dans le métal si le métal diffuse. Toutefois, dans les substrats SOI et les grilles Poly-Si, les lacunes sont limitées à un volume de silicium à peine plus grand que celui des lacunes générées. Dans ces conditions, on peut imaginer que des porosités peuvent se créer. Notons que ces lacunes diffusent facilement dans les substrats de silicium monocristallin mais que leur mouvement est gêné par les joints de grain. On peut donc s’attendre à ce que la formation de cavités soit pire dans le Poly-silicium de grille où les joints de grains agissent comme des pièges à lacunes. 1.2.2.4 Formation d’une phase peu résistive possible sur substrat SiGe Le dernier avantage est lié aux possibilités de formation de la phase peu résistive NiSi dans le SiGe. Alors que la présence de Ge repousse la formation du CoSi2 à des températures trop haute pour l’élaboration de dispositifs, il ne gène pas la formation de la phase NiSi au point que sa formation devienne incompatible avec les procédés de fabrication [Zhao’02]. La Figure II. 14 compare la résistance de films de Co et Ni déposés sur des substrats de SiGe sur isolant. En comparant la Figure II. 14 et la Figure II. 11, il est clair que la formation de la phase peu résistive du système Co-SiGe est largement repoussée vers des températures plus hautes que les températures étudiées. En revanche, même si la fenêtre de température de la phase peu résistive du système Ni-SiGe est plus petite que pour le système Ni-Si, cette fenêtre n’est pas affectée au point que la fenêtre de procédé soit inutilisable. Cependant, si cette phase peut se former relativement aisément, notons que les conditions d’équilibre du NiSi1-xGex avec le Si1-xGex sous-jacent nécessite que des atomes de Ge soient expulsés du NiSi1-xGex. Il a aussi été remarqué qu’il se dégradait à plus basse température que le NiSi, la ségrégation du Ge jouant un rôle important [Lauwers’04]. Figure II. 14: Evolution de la résistance pour des films de Co et Ni déposé sur substrat SiGe (Ge, 35 % at.) sur isolant. La courbe de Ni/ SiGe a été décalée pour plus de clarté. Alors que la formation du CoSi2 est repoussée à une plus haute température en présence de Ge, la région correspondant à la phase NiSi peu résistive est similaire à celle de la Figure II. 11[Lavoie’03]. 26 La morphologie de cette couche métallique ne présente que peu d’intérêt dans la mesure où elle est retirée sélectivement. 80 Chapitre 2 : Du siliciure au transistor à grille totalement siliciurée 1.2.3 Challenges du NiSi Comme à chaque changement ou optimisation de matériau, les avantages s’accompagnent d’une batterie de challenges à relever en terme d’intégration. Les principaux challenges peuvent être décrits comme suit: • Comprendre la formation de phase à basse température • Contrôler et limiter la diffusion du nickel dans le silicium • Augmenter la stabilité du NiSi et éviter la formation de la phase NiSi2 à haute température 1.2.3.1 Formation des phases du système Ni-Si Comme le montre la Figure II. 15, le diagramme de phase du système Ni-Si est beaucoup plus complexe que celui du Co-Si. Alors que seules trois phases sont représentées à température ambiante pour le système Co-Si (Co2Si, CoSi et CoSi2), nous pouvons compter pas moins de onze phases pour le diagramme de Ni-Si, dont six sont stables à température ambiante (Ni3Si, Ni31Si12, Ni2Si, Ni3Si2, NiSi et NiSi2) [Maex’95]. Cela augmente considérablement la complexité de la séquence de formation de phase et sa dépendance aux paramètres de procédé et aux variations de substrats (type de dopants et leur concentration, conditions de nettoyage, type du substrat). Figure II. 15: Comparaison entre les diagrammes de phase des systèmes Co-Si et Ni-Si. A noter, la plus grande complexité du système Ni-Si en terme de phases stables et la plus basse température de fusion [Lavoie’03]. Pour le système Ni-Si, comme pour beaucoup d’autres siliciures (Fe, Pd, Cc, Ti, Zr…), l’enthalpie de formation par atomes de nickel augmente avec la proportion de silicium27 (Figure II. 16). Les phases les plus riches apparaissent ainsi en premier. Figure II. 16: Chaleur de formation par atomes de nickel en fonction du ratio Si/Ni. [Samsonov’80]. 27 La grandeur considérée devrait être l’énergie libre standard de formation (∆Gf=∆Hf-T∆Sf). Mais dans le cas de composés définis, pour lesquels il existe un fort ordre structural, il convient de négliger la variation d’entropie standard de formation ∆Sf (∆Hf>>T∆Sf). La chaleur de formation est normalisée par le nombre d’atomes métalliques pour permettre de comparer l’enthalpie libre de réaction avec la quantité de silicium par nombre d’atomes métalliques. Cela revient à comparer l’enthalpie lire de réaction en fonction du nombre d’atomes de silicium nécessaires pour réaliser la réaction. 81 La Figure II. 17 présente plus en détail le diagramme de phase du système Ni-Si. Il présente de nombreux composés riches en nickel, mais un seul siliciure riche en silicium (NiSi2). Malgré la complexité du système NiSi, les études traditionnelles, menées sur l’interaction de films minces28 de Ni avec des substrats de Si ayant subi des recuits isothermes, ont uniquement révélé la formation séquentielle des phases Ni2Si, NiSi et NiSi2, similairement au système Co-Si [Tinani’01] (paragraphe 1.1.3 et Figure II. 18). Figure II. 17: Diagramme de phase du système Ni-Si [Nicolet’83] Figure II. 18: Schéma de la formation séquentielle des phases Ni2Si, NiSi et NiSi2 du système Ni-Si [Nemouchi’05] 28 Pour un film mince, les épaisseurs des couches sont de l’ordre de quelques centaines de nanomètres contrairement au cas de films massifs pour lesquels un apport infini de matière (quelques micromètres) va permettre de voir coexister plusieurs phases en présence. 82 Chapitre 2 : Du siliciure au transistor à grille totalement siliciurée 1.2.3.2 Découvertes récentes sur la séquence de phase du système Ni-Si De nouvelles techniques expérimentales ont permis de mettre en évidence une séquence de phase plus complexe. Ces moyens comme la diffraction X avec des sources synchrotron in-situ permettent d’obtenir une analyse plus fine sur la composition et même la cinétique de l’ensemble de la séquence. Diffusion du nickel et première phase à se former Des recuits isothermes à basse température peuvent être utilisés non seulement pour déterminer la plus basse température à laquelle le siliciure de nickel apparaît, mais aussi pour aider à comprendre les mécanismes de formation et les cinétiques de formation de cette première phase29. Dans la Figure II. 19, la variation de l’intensité du pic de diffraction Ni31Si12-205 pour différentes températures de recuit isotherme est présentée. La diffusion du nickel à basse température est clairement démontrée par la formation de siliciure en quantité significative après 3h de recuit à des températures aussi basses que 160°C. A partir de 225°C, le siliciure peut se former en des temps pertinents pour l’industrie microélectronique. La plupart des outils de la microélectronique utilisant des cycles de préchauffage qui affecteraient dramatiquement la formation des phases, ceci doit être pris en considération. Figure II. 19: Evolution de l’intensité des rayons X lors de la formation de la première phase riche en métal (Ni31Si12 (305)) pour des recuits isothermes à basse température [Lavoie’03]. Du NiSi2 à basse température Nous avons vu dans le paragraphe 1.1.1.2 que sur silicium cristallin, la formation du NiSi2 est limitée par la germination et n’a pas lieu directement après la formation du NiSi, mais à des températures élevées proches de 800°C. Des travaux récents suggèrent aussi que du NiSi2 se forme assez tôt dans la séquence de phase et est consommé par le Ni2Si ou le NiSi [Teodorescu’01, Isshiki’06]. Différentes séquences de phases riches en nickel Il a été vu que, pour des échantillons préparés par des procédés de fabrication standard et pour des épaisseurs de films minces, de multiples phases riches en métal apparaissent pendant les recuits thermiques [Lavoie’02bis]. Ceci peut déjà s’observer dans le domaine des basses températures des courbes de résistance de la Figure II. 11. Cependant, ces phases semblent apparaître brièvement au 29 La forme de la courbe d’intensité de la Figure II. 19 ne correspond pas uniquement à la simple variation attendue pour une formation contrôlée par la diffusion. La forte augmentation aux temps courts correspondrait à la cristallisation d’une phase de siliciure amorphe alors que la pente plus faible aux temps longs représenterait une formation plus avancée du siliciure par diffusion du nickel à travers la couche cristallisée. La cinétique de cette seconde étape est plus lente que la dépendance en t1/2 attendue, possible conséquence d’une croissance de grain dans la couche cristallisée. 83 cours de la siliciuration et paraissent difficiles à identifier aux vues des nombreuses publications sur le sujet. La complexité de la formation de phase à basse température et sa dépendance au type de dopants est illustrée dans la Figure II. 20. L’identification des phases y est difficile et pas encore définitive car les phases en présence ici sont peu symétriques de telle sorte que les pics XRD peuvent être attribués à plus d’une phase. Il est clair à partir de ces données, que de nombreuses phases riches en nickel apparaissent et peuvent coexister sur un domaine de températures. Figure II. 20: Mesure de diffraction X in situ pendant le recuit d’un film de Ni de 15nm déposé sur substrat SOI dopé (a) de type p et (b) de type n. Ces recuits ont été réalisés avec une rampe de 3°C/s en atmosphère d’He purifié. L’intensité des rayons X est représentée à la fois sur une échelle de gris (du noir au blanc sur pour des intensité de faible à grande) et par les contours [Lavoie’03]. Pendant la formation du siliciure de nickel, la phase Ni3Si serait la première à se former, mais elle ne se détecte pas facilement en XRD car elle n’apparaîtrait sous la forme d’un épaulement très léger30 au dessus du pic Ni (111) [Lavoie’03]. La première phase clairement détectée en XRD est la phase Ni31Si12. Toutefois, il convient de noter que quelques pics de cette phase sont aussi très proches de ceux du Ni2Si. Il ne serait pas si surprenant que le Ni31Si12 se forme en premier étant donné le très haut coefficient de diffusion du nickel dans cette phase [Gulpen’85]. De longs recuits ont aussi permis d’observer l’existence du Ni5Si2, de morphologie colonnaire, entre la phase Ni31Si12 et Ni2Si [Loo’97] dans le cas de films massifs. De plus, le Ni3Si2, dont les conditions de formation sont mal comprises, aurait été observé au début de la formation du NiSi par [Gergaud’04] et à la fin de la formation du NiSi par [Lavoie’03]. [Ehouarne’06] observe cette phase juste après la phase Ni2Si. Par une étude couplée de XRD et de détermination de contrainte de croissance, [Rivero’05] a montré que la phase Ni3Si2 apparaît pendant la formation de Ni2Si et que cette croissance atteint son maximum autour de 250°C avant de disparaître, consommée par le Ni2Si ou le NiSi. Impact des dopants sur la formation de phase Nous verrons plus en détail l’impact des dopants et leur redistribution lors de la siliciuration dans le paragraphe 1.4 et dans la chapitre 3. Comme on peut le constater sur la Figure II. 20, suivant le type de dopants, la séquence de phase pourra être décalée de plus de 50°C, les phases se formant à plus basses températures sur les substrats p. La conséquence de cela est qu’une très basse température de recuit pourra conduire à la formation de phases différentes sur les parties dopées n et p des structures CMOS. Toutefois, ce ne sera peut être pas un problème pour la formation plus tardive de la phase NiSi. 30 Ni3Si et Ni sont tout deux cubiques avec des paramètres de maille constants. 84 Chapitre 2 : Du siliciure au transistor à grille totalement siliciurée 1.2.3.3 Diffusion du nickel Diffusion latérale du nickel et effet de bord de ligne étroite La diffusion très rapide du nickel a conduit à des variations inattendues de résistance de lignes étroites [Lu’02] [Xiang’00] [Chau’01, 00]. Pour les contacts en siliciure de titane et de cobalt, il a été reporté que la résistance augmente lorsque la largeur des lignes diminue (paragraphe 1.2.1.1). Dans le Figure II. 21: Image TEM d’un Figure II. 22: Image TEM transistor de 32nm. Risque que d’une ligne étroite de zone cas du nickel, quand la température de le siliciure soit en contact avec le active Risque de fuites de recuit est telle que le nickel peut diffuser diélectrique [Froment’04]. jonction [Froment’04] sur de plus longues distances que l’épaisseur du film, la résistance des dispositifs de petites dimensions décroît. Cette diminution de la résistance est expliquée par une augmentation du volume du siliciure prés des bords de lignes comme le montre les Figure II. 21 à Figure II. 23. A cause de la géométrie, il y a plus de nickel disponible sur les bords de la grille Poly-Si et des zones de source et drain. Les atomes de nickel en excès sur les espaceurs ou sur le STI (Tranchée d’isolation profonde – Shallow Trench Isolation) qui sont à distance de diffusion, peuvent accroître la réaction prés des bords. Alors que cet effet peut être négligé sur de grandes structures, il devient très significatif dans les petites dimensions, lorsque les bords deviennent proches. NiSi STI Substrat Si NiSi STI STI Substrat Si NiSi STI STI Substrat Si STI Diminution de largeur de ligne Figure II. 23: Schéma de l’augmentation de l’épaisseur moyenne du siliciure avec la diminution de largeur de ligne Diffusion du nickel dans la zone active Alors qu’il est clair qu’un recuit à basse température31 peut-être utile pour limiter cet effet de lignes étroites, une température relativement élevée peut aussi s’avérer nécessaire pour assurer que tous les atomes de nickel réagissent avec le silicium pour former le siliciure de contact. Dans le silicium de la zone active, les atomes de nickel en solution en sites interstitiels diffusent extrêmement vite, ce qui pourrait être désastreux pour les performances du dispositif. Des articles de la littérature suggèrent qu’une température supérieure à 500°C pourrait être nécessaire pour éliminer le piégeage des électrons par ces atomes de nickel [Kolbesen’00] [Tian’02]. La source de cet effet n’est toujours pas claire. [Tian’02] montre que des recuits à basse température induisent des défauts électriquement actifs ayant des niveaux d’énergies profonds dans le gap du silicium. Ces défauts induits par la siliciuration Ni pourraient être minimisés avec des recuits supérieurs à 500°C32. 31 Siliciuration en deux étapes (voir 1.3) 32 Température élevée, de moins en moins compatible avec le budgets thermiques requis pour la fabrication des dispositifs. 85 Une optimisation du procédé est non seulement nécessaire pour limiter ses effets mais la reproductibilité à basse température est critique. Une fois la bonne qualité du film NiSi acquise, l’étape suivante est d’assurer sa tenue en température pendant la fin du procédé de fabrication. 1.2.3.4 Dégradation du NiSi à haute température: NiSi et NiSi2 La formation des phases et la diffusion du nickel sont liés à la dégradation du siliciure à haute température. Cette dégradation peut se produire de deux façons. La première, comme on peut le voir sur le diagramme de phase Ni-Si, repose sur le fait que la phase NiSi n’est pas la phase en équilibre thermique avec le silicium; mais NiSi2. Sous recuit, NiSi se transforme donc en NiSi2 vers 750°C. Il y a trois principaux désavantages à l’apparition de cette phase: le premier est que NiSi2 est deux fois plus résistif que NiSi. Le deuxième est que la formation de NiSi2 consomme deux fois plus de silicium que celle du NiSi, et est plus rugueuse car sa formation est contrôlée par la nucléation. Le troisième désavantage est que les grains de NiSi2 sont susceptibles de suivre les plans cristallins du substrat de silicium sous-jacent (voir 1.1.1.2). Dans ce cas, la formation et la croissance de ces grains ne sera pas limitée aux zones de contacts ouvertes. Elle aura tendance à suivre simplement la direction cristallographique du substrat et pourra conduire, par exemple, à la formation de siliciure sous les espaceurs ou à la formation de facettes augmentant la rugosité d’interface (paragraphe 1.1.1). Ceci fut à l’origine observé pour les grains de CoSi2 [Lavoie’02] [Agnello’99] et a été la principale raison de l’abandon de ces siliciures [Tung’92, 89]. Si du NiSi2 se forme sur du silicium, on peut s’attendre à ce que ce problème de relation d’épitaxie avec la matrice de Si soit plus important que pour le CoSi2 car le désaccord de maille entre NiSi2 et Si est plus faible (0,4%) qu’entre CoSi2 et Si (1,3%). Figure II. 24: Agglomération du NiSi au dessus de 550°C [Carron V.] Hormis la formation de NiSi2, NiSi peut aussi se dégrader à haute température en s’agglomérant (Figure II. 24). Lors des premières études réalisées avec des films de nickel épais [Poon’99, 00, 98, Ho’98, Deng’97], cette instabilité n’était pas dominante. Pour des films plus minces, plus pertinents pour les dispositifs microélectroniques actuels, l’agglomération du NiSi devient le principal mécanisme de dégradation à haute température et intervient à des températures plus basses que la formation du NiSi2 [Mukai’95, Lauwers’01, 01bis, Kittl’03]. Différentes études de l’agglomération des films en fonction de leur épaisseur, des dopants et des températures de process, ont été réalisées [Chamirian’03, Lavoie’02bis, Detavernier’03, Deduytsche’05, Foggiato’04, Froment’02]. Pour des films de NiSi inférieurs à 25nm, [Froment’02] a montré qu’à 700°C le NiSi agglomérait alors que le NiSi2 n’était pas encore formé. 86 Chapitre 2 : Du siliciure au transistor à grille totalement siliciurée Facteur influençant l’agglomération: Grande anisotropie du coefficient d’expansion thermique (CTE) suivant la direction cristallographique Alors que la plupart des propriétés physiques du CoSi2 cubique sont isotropiques, celles du NiSi présentent des caractéristiques particulières en raison de sa structure orthorhombique. A partir du stress induit dans le substrat Si lors du refroidissement des siliciures, il est possible de déterminer le coefficient thermique d’expansion (CTE) moyen de ces matériaux [Lauwers’01, Steegen’02, Hu’79]. Les siliciures de Ti, Co et Ni présentent des valeurs de CTE moyens compris entre 10.10-6 et 15.106 /°C. Toutefois, la mesure du CTE suivant chacun des axes cristallographiques montre une grande anisotropie pour le NiSi. [Wilson’92] et [Detavernier’03bis] reportent même une contraction thermique sous l’effet d’une augmentation de température. En effet, si NiSi présente un faible stress moyen33 à température ambiante, le stress local peut atteindre des valeurs jusqu’à quatre fois plus grandes34 (Figure II. 25). De plus, ce stress local peut varier radicalement de grain à grain (de tension à compression). Cette forte anisotropie est aussi un facteur important à plus haute température, quand les grains croissent facilement et que le film agglomère. A ces températures, le stress qui s’est développé, se relaxe rapidement par la diffusion de matériau et une forte évolution de la texture telle que l’orientation des grains peut se produire. Coefficient d’expansion thermique (CTE): a=+42.10-6/°C Forte anisotropie b=-43.10-6/°C c=+34. 10-6/°C NiSi orthorhombique Figure II. 25: Résumé des coefficients thermiques d’expansion du NiSi donnés par [Detavernier’03bis]. L’axe b présente une contraction avec la température. Une forte anisotropie peut être à l’origine de changements au niveau de la croissance de grain, de la texture,… Des composantes différentes peuvent entraîner des comportements différents durant l’agglomération. Stabilisation du NiSi par des impuretés Ces dernières années, de nombreux travaux ont été publiés sur la stabilisation du NiSi au détriment du NiSi2. Parmi les différentes méthodes employées, il a été montré que l’ajout de Pd, de Ta ou de Pt35 pouvait décaler la formation du NiSi2 vers des températures plus hautes [Lee’02, 02bis, 01, Liu’00, Mangelinck’99, Seng’01, Lauwers’04]. D’autres techniques ont été suggérées telles que l’implantation d’azote [Chao’02, d’Heurle’82, Lee’00, 01bis, Chen’99], d’hydrogène [Choi’02], ou de BF2 [Lee’02ter] et l’utilisation de couches d’encapsulation [Choi’02bis, Froment’02], qui sont des moyens éprouvés de retarder la formation du NiSi2. Il a été montré que le fluor introduit par l’implantation de BF2 ségrégue à l’interface NiSi/Si et retarde significativement la formation du NiSi2 [Wong’02, Donthu’02, Juang’98]. L’agglomération du NiSi étant devenu un problème majeur avec la diminution des épaisseurs de films, il se trouve que l’introduction de ces impureté a également permis de la retarder. 33 Ce faible stress moyen est la conséquence d’une faible température de relaxation par le biais d’une diffusion aisée. 34 Le CTE moyen dépasse à peine 10.10-6/°C et le plus grand CTE directionnel peut atteindre ±40.10-6/°C. 35 L’addition de Pt change l’entropie. 87 1.2.3.5 Contraintes induites par le siliciure de nickel La formation de défauts engendrés par un fort stress localisé le long des siliciures de contact peut présenter un problème pour le fonctionnement des dispositifs. [Zhang’92] a proposé un modèle pour rationaliser l’évolution de la contrainte en terme de compétition entre taux de croissance et taux de relaxation de la contrainte. Il a été montré que ce modèle pouvait s’appliquer au système Pd/Si [Megdiche’03, Gergaud’03] et plus récemment pour la croissance de la phase Ni2Si par [Liew’04]. [Liew’04] et [Tsai’99] ont tout deux observé par mesures du rayon de courbure in situ un évolution complexe de la contrainte. Les principales variations ont été attribuées à la croissance séquentielle des phases Ni-Ni2Si-NiSi et NiSi2. [Gergaud’04] et [Rivero’04], en couplant ces mesures de rayons de courbure avec des mesures de diffraction de rayons X, ont observé l’évolution de la contrainte en fonction des nouvelles phases mises en évidence (voir 1.2.3.2) et ont vérifié que l’évolution de la contrainte dans Ni2Si et Ni3Si2 suit le modèle de [Zhang’92]. Tsai’99, Liew’04, Steegen’02] obtiennent des courbes similaires de la force par unité d’épaisseur (F/w) du film de nickel sur le silicium en fonction de la température (Figure II. 26): Figure II. 26: Tracé de la force totale par unité d’épaisseur en fonction de la température pour 18nm de Ni sur substrat Si pour des rampes de température de 5, 10 et 50°C/min. Les points A, B, C et D sont liés à des transitions de phase [Rivero’04]. Après dépôt, le film de Ni est en tension sur Si. Une rampe de température est alors appliquée. Entre les points A et B, la croissance de grains du Ni [Knauth’92] serait responsable de l’augmentation36 de la tension. Le film évolue alors en compression (entre B et C) lors de la formation de Ni2Si37. Le minimum C correspond à la consommation totale du nickel. Durant la croissance du Ni2Si, la phase Ni3Si2 apparaît puis disparaît en faisant évoluer le film en tension (entre C et F). Puis NiSi apparaît alors en induisant une contrainte compressive avant de se relaxer complètement. [Mondot’05] a montré que selon l’approche adoptée pour intégrer le grille TOSI (avec ou sans CMP par exemple), la transconductance peut être très différente. Il attribuerait ce phénomène aux contraintes induites par la siliciuration. 36 Après une légère baisse. 37 En accord avec l’expansion volumique à l’interfaces Ni2Si/Si ou Ni2Si/Ni3Si2. 88 Chapitre 2 : Du siliciure au transistor à grille totalement siliciurée 1.3 Module de siliciuration nickel standard Malgré les challenges qui l’accompagnent, le siliciure de nickel s’est ainsi imposé au fil des nœuds technologiques. Nous avons vu dans le paragraphe 1.1.2.3 que le module de siliciuration intervient après la formation des espaceurs et le recuit d’activation des dopants. 1.3.1 Nettoyage de la surface à siliciurer Le nickel, tout comme le cobalt, ne réduit pas l’oxyde natif du silicium. Aussi, pour que la réaction de siliciuration puisse avoir lieu, la surface est désoxydée dans un bain d’HF. Le HF génère des terminaisons Si-H qui vont favoriser la diffusion surfacique des atomes de métal. Dans certains cas, un décapage de la surface par plasma d’Ar est réalisé après le HF. 1.3.2 Le dépôt de nickel et d’une couche d’encapsulation Environ 10nm de Ni sont déposés uniformément par PVD (Physical Vapor Deposition) moins de 6h après le traitement de surface pour limiter la réoxydation. Ce dépôt est suivi par le dépôt d’une couche d’encapsulation (capping). Le Ti peut être utilisé comme capping car il réduit l’oxyde interfacial. Il rend le siliciure plus uniforme, plus stable et les fuites de jonctions sont plus faibles [Lee’00bis]. Nous avons utilisé le TiN (10nm en standard) afin de bloquer la diffusion de l’oxygène de l’air vers l’interface Ni/Si et éviter ainsi la formation d’oxyde qui freinerait la siliciuration (Figure II. 27). Nous avons vu (paragraphe 1.2.3.2) que ce capping augmente la stabilité du siliciure mais aussi améliore son uniformité, diminue les rugosités de surface et d’interface [Krivokapic’02, Foggiato’04]. De plus, contrairement au capping Ti [Lauwers’00], son utilisation limite la diffusion latérale du nickel38 le long des matériaux diélectriques39, ce qui limite les effets de bord de lignes étroites (Figure II. 28 et paragraphe 1.2.3.3) [Froment’04]. Sans capping Avec capping TiN Capping TiN Ni Ni Poly-Si Poly-Si Dépôt Ni a) STI c) STI TiN NiSi NiSi Ni Poly-Si b) STI Ni Poly-Si d) STI Figure II. 27: Transistor MOS après Figure II. 28: Schéma illustrant l’absence de capping. durant la siliciuration. a) dépôt nickel et encapsulation TiN. MOS après dépôt nickel et b) après recuit comparé à la présence de capping c) et d). Une partie du nickel situé sur le STI et les espaceurs a diffusé vers le silicium de grille. 38 Le nickel situé sur le STI a tendance a diffuser dans les lignes de polysilicium. 39 Espaceurs, isolations,… 89 1.3.3 Premier recuit de siliciuration (RTA1) Rs (Ω/sq.) D’après les courbes de transformation obtenues dans nos conditions de recuits, sur polysilicium ou substrat Si, de type N ou P [Froment’04bis], la fenêtre de procédé correspondant à la phase NiSi peu résistive est comprise entre 400 et 550°C (Figure II. 29). Il est donc possible d’obtenir cette phase par un unique recuit à 450°C par exemple. Or, [Froment’04, 04bis] a démontré qu’à de telles températures, le nickel peut réagir avec les espaceurs40 en nitrure de Si (Si3N4)et créer des court-circuits entre le siliciure de la grille et des régions de sou rce et de drain (Figure II. 30). De plus, l’utilisation d’un premier recuit à plus basse température permet de limiter le phénomène de diffusion latérale du nickel [Miyasaka’02, Foggiato’04, Froment’04bis, Kittl05, Lauwers’01]. Il est donc préférable de réaliser la siliciuration en deux étapes avec un premier recuit à basse température (RTA1) pour limiter la réaction du nickel avec les espaceurs ainsi que la diffusion du Ni. 80 75 70 65 Ni2Si 60 55 50 45 40 35 30 25 20 15 10 5 0 300 350 bridging mono-Si P- (dopé B) Poly-Si non dopé Poly-Si N+ (dopé P) Poly P+ (dopé B) Agglomération Fenêtre de procédé du NiSi 0,5µm a) 1 étape de recuit à 450°C grille espaceur 0,3µm b) 2 étapes de recuit: - RTA1: 280°C - RTA2: 450°C 400 450 500 550 Température (°C) 600 650 700 Figure II. 29: Courbe de transformation (Résistance par carré vs. Température) du siliciure de nickel (9nm de Ni déposé) sur poly-silicium non dopé (ronds rouges), dopé P+ (triangles bleus) ou N+ (triangles vert) et sur substrat Si dopé P- (carrés noirs). Les analyses XRD ont montrées la présence de la phase Ni2Si entre 300 et 350°C, puis l’existence de la phase NiSi. A 700°C, le NiSi s’agglomère. Le NiSi2 n’a pas nucléé [Froment’04bis]. Pas de bridging 1µm Figure II. 30: Images MEB de ligne de Poly-silicium de grille siliciuré par a) une étape de recuit à 450°C et par b) deux étapes de recuits. L’utilisation de deux étapes de recuits va supprimer les éventuels problèmes de bridging sur les espaceurs, entre la grille et les régions de source et de drain [Froment’04]. Ainsi, le premier recuit à basse température (90s à 290°C) permet au nickel de réagir avec le silicium (monocristallin sur active et polycristallin sur la grille) Ni pour former la phase résistive et riche en nickel Ni2Si. Ce recuit, appelé RTA1 (Rapid Thermal Anneal) a lieu dans un système RTP (Rapid Thermal Processor). A cette température, aucune réaction n’a lieu sur les isolants (SiO2, Si3N4); le procédé est donc auto-aligné (Figure II. 31). Aujourd’hui, la tendance est à la réduction du budget Figure II. 31: Transistor MOS après le thermique de ce premier recuit. premier recuit de siliciuration. Capping TiN Ni2Si 40 Cette réaction dépend du procédé de formation des espaceurs. En effet, la réaction du nickel avec les espaceurs peut être liée à la non stœchiométrie de la surface des espaceurs qui s’enrichit en Si lors des étapes de fabrication du transistors, notamment lors es étapes d’implantation et de gravure. 90 Chapitre 2 : Du siliciure au transistor à grille totalement siliciurée 1.3.4 Le retrait sélectif du métal n’ayant pas réagi Après le RTA1, le métal déposé n’ayant pas réagi (encapsulation TiN et Ni sur les espaceurs et le STI) doit être retiré sélectivement vis à vis du NiSi, du Si3N4 des espaceurs et du SiO2 du STI (Figure II. 32). Ce retrait sélectif se fait par gravure humide avec un mélange41 H2SO4/H2O2/H2O en proportion volumique 4:1:60. Ce mélange est appelé CARO 42 Figure II. 32: Transistor MOS après retrait dilué . La vitesse de gravure du nickel est d’environ 100nm/min alors que celle du TiN est d’environ 3nm. sélectif. Ni2Si 1.3.5 Deuxième recuit de siliciuration (RTA2) NiSi Pour effectuer la transformation du Ni2Si en NiSi (moins résistif) on réalise un deuxième recuit de formation de 30s à 450°C (Figure II. 33). Le nickel non réagi, ayant été retiré sélectivement lors de l’étape précédente ne risque donc plus de réagir avec les espaceurs. Figure II. 33: Transistor MOS après le deuxième recuit de siliciuration. 1.4 La grille métallique totalement siliciurée L’idée de siliciurer totalement une grille poly-silicium a été proposée au début des années 1980s par [Murarka’80, 80bis], [Inoue’81] et plus particulièrement par [Mochizuki’80] avec un MOS à grille MoSi2. L’effet de déplétion dans le poly-silicium ne posait alors pas encore de problèmes et les recherches se concentraient plus sur la recherche de matériaux de contact ayant une faible résistivité et offrant une bonne fiabilité. Depuis, les spécifications sont plus restrictives (chapitre 1) avec la réduction de l’épaisseur électrique en inversion de l’empilement de grille, sans fuites de grille supplémentaires. En 2001, [Tavel’01] présenta un transistor à grille midgap totalement siliciurée CoSi2 (Figure II. 34). Figure II. 34: Image TEM d’un transistor totalement siliciuré [Tavel’01] 41 Les solutions utilisées sont composées de H2SO4 à 96% et de H2O2 à 30%. 42 Le CARO ou acide de CARO H2SO5 est tel que: H2O2+H2SO4→H2SO5+H2O 91 IEDM VLSI TOSI MG TOSI MG 10 2 TOSI 4 TOSI MG MG 6 MG 8 TOSI Nombre d'articles 12 TOSI MG 14 TOSI MG Le nombre de publications sur le sujet n’a alors cessé d’augmenter (Figure II. 35). En effet, la grille métallique devient de plus en plus attendue en remplacement de la grille en poly-silicium partiellement siliciurée. Comme nous l’avons vu rapidement à la fin du premier chapitre, la siliciuration totale de grille est une approche alternative de la grille métallique (voir chapitre 1, paragraphe 1.1.4). Nous vous présenterons ici l’état de l’art des publications majeures sorties sur le sujet. 0 2000 2001 2002 2003 2004 2005 2006 Figure II. 35: Evolution du nombre d’articles consacrés respectivement à la grille totalement siliciurée (TOSI) et à la grille métallique pure (MG) au cours des conférences IEDM et VLSI de ses 5 dernières années. 1.4.1 Principaux siliciures pour les applications TOSI Parmi les siliciures étudiés pour l’application à la grille TOSI, la plupart sont couramment utilisés comme contact source/drain: les siliciures de molybdène [Inoue’81, Mochizuki’80, Biswas’05bis], les siliciures de tungstène [Roh’01, Kang’01], les siliciures de titane [Xuan’03], les siliciures de palladium [Kedzierski’02], les siliciures d’hafnium [Park’04], les siliciures de platine [Gusev’04, Nabatame’04, Van Dal’06, 06bis], les siliciures de cobalt [Tavel’01, Wen’05], les siliciures de nickel[Takahashi’04, Qin’01, Krivokapic’02, Maszara’02, Kedzierski’03, Lin’03, Aime’04, Anil’04, Gusev’04, Nabatame’04, Sim’04, Xuan’04, Yu’04, Biswas’05, Kang’05, Müller’05, Fenouillet’06, Mondot’06…], les germaniures et divers alliages. CoSi2 voids NiSi Figure II. 36: Image TEM de transistors totalement siliciurés CoSi2 (gauche) et NiSi (droite). On note la présence de voids dans le cas du CoSi2 (le silicium est l’espèce diffusante contrairement à la formation du NiSi [Gusev’06] Les siliciures de nickel sont les principaux candidats pour la grille TOSI, principalement car ils sont déjà utilisés comme contacts pour les derniers nœuds technologiques (paragraphe 1.2). En effet, si l’on compare encore une fois le siliciure de nickel et de cobalt dans le cadre d’une grille poly-silicium totalement siliciurée (Figure II. 36), on s’aperçoit que dans le cas du siliciure de cobalt, des voids risquent de se former à l’interface avec le diélectrique43. 43 le silicium étant l’espèce diffusante lors de la formation du CoSi2. 92 Chapitre 2 : Du siliciure au transistor à grille totalement siliciurée 1.4.2 Intégration de la grille TOSI L’idée de base de la grille totalement siliciurée est présenté sur la Figure II. 37. Au lieu de déposer quelques nanomètres de métal pour former les contacts, il est nécessaire de déposer une épaisseur de métal suffisamment grande pour siliciurer la totalité de la grille en Poly-Si. Capping TiN Dépôt Ni NiSi NiSi Transistor standard avant siliciuration Dépôt de métal ajusté à l’épaisseur de la grille Poly-Si NiSi Siliciuration totale de la grille Figure II. 37: Principe de base de la siliciuration totale de grille La Figure II. 37 souligne la simultanéité de la siliciuration de la grille et des régions source/drain impliquant des épaisseurs de siliciures identiques. Des jonctions siliciurées épaisses sont incompatibles avec le bon fonctionnement des dispositifs. Différentes voies sont abordées dans la littérature pour siliciurer totalement la grille tout en gardant des jonctions fines. Une première voie d’intégration consiste à utiliser un poly-Si de grille mince et éventuellement des source/drain surélevés et à siliciurer à la fois la grille et les source/drain. Une deuxième voie repose sur la siliciuration séparée de la grille et des source/drain en utilisant une étape de CMP. Nous verrons ces voies d’intégration plus en détail dans le chapitre 5. 1.4.3 Ajustement du travail de sortie effectif Comme nous l’avons vu dans le premier chapitre, un des points clés de l’implémentation de la grille métallique est la nécessité de pouvoir moduler le travail de sortie de la grille pour des applications CMOS. [Qin’01] a été le premier à démontrer que la présence de dopants dans le polysilicium peut affecter le travail de sortie effectif de la grille après siliciuration complète. Il a montré qu’il est possible d’obtenir deux travaux de sortie différents en siliciurant totalement des grilles en poly-silicium de type n+ et de type p+ avec un seul et même métal, le nickel. Les premiers transistors avec des grilles TOSI à travail de sortie modulé par implantation préalable de dopants dans la grille ont été présentés en 2002 [Maszara’02, Kedzierski’02]. Il a été montré que l’arsenic, le phosphore, mais aussi le bore, pouvaient permettre d’atteindre des tensions de seuil différentes pour les transistors NMOS et PMOS de 4,5 et 4,9eV. C’est dans ce contexte qu’ont débutés ces travaux de thèse. Depuis, plusieurs techniques ont été proposées pour moduler le travail de sortie des grilles TOSI vers les bords de bandes du gap du silicium: • le pré-dopage de la grille polySi par implantation de dopants avant siliciuration, • le changement de composition des grilles TOSI, en particulier l’alliage de Ni avec d’autres éléments (par exemple Pt ou Ge pour les pFETs et Al pour les nFETs), • L’utilisation de différentes phases du même siliciure, • L’utilisation de différents siliciures, • La modification de l’interface grille/diélectrique (par exemple par l’introduction de couches ultra-fines d’encapsulation entre la grille et le diélectrique), • Le pré-dopage du canal. 93 1.4.3.1 Modulation par ségrégation de dopants Sur SiO2/ SiON [Qin’01] montra pour la première fois que l’on pouvait changer le travail de sortie effectif du nickel en implantant au préalable des dopants dans la grille en poly-silicium. Il observa un travail de sortie effectif (φm) de 4,6eV avec des grilles dopées phosphore et 5eV avec des grilles dopées bore. [Sim’03] enregistra un φm de 4,6eV avec de l’arsenic et de 5,1eV avec du bore. [Kedzierski’02, 03] étudia l’influence de la dose implantée pour le bore, le phosphore, l’arsenic et l’antimoine. Il détermina que le travail de sortie peut varier en fonction de la dose de dopants implantée, avec une saturation du travail de sortie effectif pour des doses supérieures à ~1-3.10-15cm-2 (4,35eV pour Sb et 4,75 pour B). Dans le cas d’un prédopage avec de l’antimoine, il semblerait que la température de formation soit un facteur clé pour l’effet snowplow44, influant sur la tension de bande plate.[Sano’04]. En 2004, les premiers essais de co-implantation de plusieurs dopants ont révélé que des travaux de sortie atteignant 4,3eV pouvaient être obtenus avec du phosphore et de l’arsenic [Maszara’04, Aime’04]. Les différents travaux de sortie effectifs reportés dans la littérature sont résumés sur la Figure II. 38 suivante: P B 3.8 5.0 5.2 [3,13] [5] [2,*] [1] In Al Poly P+ B+Sb B+As+Sb B+P+As+Sb 4.6 [11] [*][4][7] [8] [7] [*] [3] [9][8] [7] [*] [7] [8] [5,13] [10] [2,7] [7] [1] Yb [6] [7] [9] [7] [10,12] [4] [7] Sb+P Sb+As As+P As+P Sb+As+P Travail de sortie (eV) Poly N+ 4.4 4.8 Co-implantation Sb In,Al,Yb de dopants Bande de conduction du Si 4.0 4.2 As Bande de valence du Si 5.4 Modulation par pré-implantation de dopants Grille TOSI NiSi sur SiO2/SiON Figure II. 38: Différents travaux de sortie effectifs reportés pour des grilles NiSi pré-dopées: [1]=[Sim’03], [2]=[Qin’01], [*]=[Aime’04], [3]=[Wen’05], [4]=[Maszara’04], [5]=[Kittl’05], [6]=[Kedzierski’02], [7]=[Liu’06], [8]=[Kedzierski’03], [9]=[Yuan’05], [10]=[Yu’06], [11]=[Sano’05], [12]=[Cabral’04], [13]=[Pawlak’06]. Les travaux de sortie reportés par les différents auteurs sont en accord pour le NMOS alors que l’on note un peu plus de divergences pour les données du PMOS. Certaines données sur le bore en particulier dépassent les valeurs maximum de saturation reportées par [Kedzierski’02]. [Xuan’03] reporte une modulation du travail de sortie sur presque toute la bande interdite du silicium avec des grilles NiSi prédopées P ou B. Toutefois, les très faibles doses employées et leur forte énergie d’implantation suggèrent que la plupart des décalages observés dans les courbes C-V seraient plutôt dus à la présence de dopants directement dans le canal45. Notons que les différences entre les 44 L’effet «snowplow» (chasse neige – snowplough) caractérise le fait que les dopants, peu solubles, dans le silliciure, soient repoussés au front de siliciuration (voir chapitre 3). 45 Les dopants peuvent se retrouver dans le canal si les profondeurs d’implantation dépassent l’épaisseur de l’empilement de grille. 94 Chapitre 2 : Du siliciure au transistor à grille totalement siliciurée différents travaux de sortie de la littérature peuvent être liés à la méthode d’extraction46, à des phases différentes du système Ni-Si, à la présence d’impuretés résiduelles dans le poly-silicium ou encore une siliciuration incomplète. Il a été reporté que l’utilisation d’un capping TiN influencerait la redistribution du B et changerait ainsi significativement le travail de sortie effectif. Il aurait peut d’influence sur la redistribution de l’arsenic et du phosphore [Sim’05, Wen’05, Liu’05]47. Sur diélectriques high-k Le remplacement des oxydes de grille SiO2/SiON par des diélectriques high-k tels que le HfO2 ou le HfSiOx a pour impact de modifier l’interface grille/diélectrique. Avec une grille Poly-Si, il est alors très difficile de pouvoir contrôler la tension de seuil [Hobbs’03, 04]. Les différentes études menées s’accordent sur le fait que les tensions de bande plate Vfb et de seuil (Vt) sont fixées pendant le dépôt du Poly-Si et varient très peu avec l’implantation de dopants et le recuit d’activation [Cartier’04, Kittl’05, Anil’04, Gusev’04, Kim’05]. Que la grille NiSi soit pré-dopée ou non, les valeurs des travaux de sortie obtenus avoisinent 4,3eV. Ces résultats seraient attribués au Fermi level pinning dont nous discuterons dans le paragraphe 1.4.4. 1.4.3.2 Modulation par formation d’alliages à base de nickel Les différents travaux de sortie concernant des alliages ternaires à base de nickel sont résumés sur la Figure II. 39 suivante: sur SiO2 sur HfSiON 3.8 sdv 4.4 [6] 4.6 4.8 5.2 [8] [8] P [2]As [7][8] [1] 5.0 Poly P+ [7] [5] [9] As [5] [8] B Ni-Pt [5] B [6] [1] Ni-Al Ni-Ta Ni-Yb Ni-Co [1] Ni-Al [3,4] [6] [1] Poly N+ Ni-Pt 4.2 Ni-Yb Travail de sortie (eV) 4.0 5.4 Alliages à base de nickel Figure II. 39: Différents φm,eff reportés pour des alliages à base de nickel: [1]=[Yu’06], [2]=[Cabral’04], [3]=[Yu’05], [4]=[Chen06], [5]=[Liu’05], [6]=[Kim’05], [7]=[Biswas’05], [8]=[Müller’06], [9]=[Kedzierski’02]. Alliage Ni-Al-Si Différents alliages à base de nickel (Ti, Hf, Zr, Pd, Pt et Al) ont été étudiés [Kim’05] et l’alliage NixAlySiz en particulier a permis d’atteindre un décalage de 0,4eV du côté N sur HfxSiOy, HfO2 et SiOxNy. Contrairement au NiSi sur les diélectriques à base de Hf, NiAlSi ne présente pas de Fermi pinning. Les mécanismes de modulation sont encore mal compris, mais l’aluminium, ségréguant à l’interface avec le diélectrique, modulerait le travail de sortie effectif de la grille. 46 Mesure de la tension de bande plate (Vfb) en fonction de l’épaisseur d’oxyde ou décalage de la tension de seuil (Vth) entre un transistor avec grille poly-Si et TOSI. 47 Le TiN constituerait une barrière à l’exodiffusion et changerait le profile de dopants dans la grille. 95 Alliage Ni-Pt-Si [Cabral’04] obtenu un décalage de φm d’environ 0,3eV vers la bande de valence du Si avec la combinaison de l’alliage Ni(Pt)Si48 et d’un prédopage du poly-silicium avec de l’aluminium. [Biswas’05] modula le travail de sortie de ce siliciure ternaires NixPt1-xSi sur différents diélectriques (SiO2, HfSiON et HfO2) en jouant sur sa composition entre 4,8 et 5eV pour le NixPt1-xSi. Il observa une perte de modulation avec une concentration croissante de Hf dans le diélectrique. Les travaux de [Yu’06] avec du Ni2Si:Pt sont en accord avec ces résultats. [Müller’06] proposa un travail de sortie de 4,4eV avec une pré-implantation phosphore. Alliage Ni-Yb-Si [Yu’05] et [Chen’06] ont démontré que l’addition de Yb au NiSi49 permet de moduler le travail de sortie effectif, du midgap (NiSi~4,72eV) vers ~4,22eV (coté N) sur oxyde SiON épais (~3,8nm). Il attribue cette variation du φm à l’accumulation de Yb à l’interface NiSi/SiON. Alliage Ni-Ta-Si [Biswas’05] modula le travail de sortie du siliciure NixTa1-xSi sur différents diélectriques (SiO2, HfSiON et HfO2) en jouant sur sa composition entre 4,27 et 4,7eV. Comme pour NixPt1-xSi, Biswas observa une perte de modulation avec une concentration croissante de Hf dans le diélectrique. Alliage Ni-Ge-Si En 2005, la première grille Poly-Si0,5Ge0,5 totalement siliciurée FUGESI (Fully Germano-Silicide) a été proposée comme candidat de type P sur HFSiON [Yu05bis]. Comparé à la grille NiSi, l’addition de Ge réduirait le Fermi pinning (et améliorerait la tension de seuil. Il semblerait que la proportion de lacunes d’oxygène (Vo) y soit réduite voir paragraphe 1.4.4). Alliage Ni-Co-Si Par dépôt de bicouche de Ni/Co, [Liu’05, O5bis, 06ter] module le travail de sortie effectif du CoxNi1-xSi2 (~4,76eV) de 4,86eV avec une pré-implantation B à 4,51eV avec une pré-implantation As. Cette modulation suit une variation linéaire du travail de sortie avec la concentration de Ni entre les valeurs du CoSi2 et du NiSi. Les travaux de sortie des grilles CoxNi1-xSi2 pré-dopées sont quasi-identiques aux valeurs obtenues pour le NiSi pré-dopé. 1.4.3.3 Modulation par contrôle de la phase formée Nous avons vu dans ce chapitre qu’il est possible de former plusieurs phases à partir du système Ni-Si (paragraphe 1.2.3.1). Sur un substrat Si où le réservoir de silicium est quasi infini, le NiSi va consommer totalement les phases plus riches en nickel. Pour les applications à grille totalement siliciurée, le nickel déposé va réagir avec des films de silicium50 d’épaisseurs limitées (Poly-Si de grille). Le ratio entre cette épaisseur de Ni et celle du Si (tNi/tSi) va déterminer la ou les phases obtenues dans la grille. Généralement, afin d’assurer une siliciuration complète et éviter la présence de grains de Si non siliciurés à l’interface avec le diélectrique, on utilise un ratio tNi/tSi supérieur au ratio strictement nécessaire pour former la phase visée. Par exemple, pour former une grille NiSi, le ratio minimum est d’environ 0,55. En utilisant un ratio plus grand (0,7 par exemple), on s’affranchit 48 Les conditions de formation de l’alliage n’ont pas été communiquées. 49 Par co-sputterisation de cibles Ni et Yb. Yb/Ni~1/5 & 1/3 50 Films de Si amorphe, cristallin ou polycristallin. 96 Chapitre 2 : Du siliciure au transistor à grille totalement siliciurée d’éventuelles fluctuations d’épaisseur déposée. On obtient ainsi la phase NiSi en contact avce le diélectrique et une phase plus riche en nickel sur le dessus de la grille. Selon les conditions de recuit, cette couche plus riche en nickel pourra être Ni3Si2, Ni2Si ou Ni31Si12. Nous verrons le détail de la formation des différents siliciures de nickel dans le Chapitre 4. Sur SiO2 / SiON Notons que la plupart des auteurs reportent différentes valeurs pour le travail de sortie du NiSi nominal non dopé. Comme nous l’avons vu précédemment, les différences entre les différents travaux de sortie de la littérature peuvent être liés à la méthode d’extraction, à la présence d’impuretés résiduelles dans le poly-silicium ou encore une siliciuration incomplète. Il varie significativement de ~4,4eV [Xuan’03] à ~4,6eV [Krivokapic’02, Kedzierski’03, Yu’03]. En l’absence de dopants, les travaux de sortie des phases NiSi, Ni2Si et Ni3Si sur SiO2 ou SiON sont proches (~4,72-4,81eV) [Yu’06, Kittl’05]. Alors qu’il est possible de moduler le travail de sortie effectif en formant la phase NiSi sur du Poly-Si pré-dopé, il semblerait que les dopants usuels aient peu ou pas d’effets sur le φm effectif du Ni2Si. Toutefois, des résultats récents [Yu’06] ont montré que la pré-implantation d’aluminium ou d’ytterbium permettaient de modifier le φm,eff de la phase Ni2Si. Les principaux travaux de sortie effectifs sont résumés sur la Figure II. 40. 4.8 [4] 5.0 Poly P+ Poly N+ [2] [1,3] [3] [2] [2] [1] [3] [1] [2] [1,2,3] Sb 6 [1,3] [3] [2] As,B ou P [1,2,3] Al 4.6 [2] Ni3Si Ni31Si12 canal SiGe sdv 4 4.4 Ni2Si [2] [2] 8 Al 0 Poly P+ [1,2] [2] [2] [2] Ni31Si12 2 Poly N+ As,B ou P Yb Al Travail de sortie (eV) 4.2 NiSi2 NiSi 0 sdv 4.0 8 Ni2Si 3.8 Ni2Si + Ni2Si canal SiGe Ni31Si12 Ni3Si Ni3Si NiSi [2] 2 5.2 4 5.4 Modulation par la stoechiométrie du siliciure de Ni Grille TOSI sur SiO2/SiON Modulation par la stoechiométrie du siliciure de Ni Grille TOSI sur HfSiOx/HfSiON Figure II. 40: Différents travaux de sortie effectifs reportés Figure II. 41: Différents φm,eff reportés pour différentes pour différentes phases du siliciure de nickel sur SiO2/SiON: phases du siliciure de nickel sur HfSiOx/HfSiON: [1]=[Kittl’06], [2]=[Yu’06], [3]=[Pawlak’06], [4]=[Wen’04]. [1]=[Takahashi’04], [2]=[Yu’06], [3]=[Pawlak’06]. Sur diélectriques high-k Des études ont récemment montré que le travail de sortie effectif de grilles totalement siliciurée nickel sur HfSiON pouvait varier significativement avec la phase du siliciure [Takahashi’04, Kitll’05, 05bis, 05ter, 06bis]. Le faible travail de sortie effectif du NiSi le rend attractif pour les applications NMOS alors que les siliciures riches en nickel seraient candidats pour les applications PMOS. Nous avons vu dans le paragraphe 1.2.3.2, que les phases riches en nickel apparaissent à basse température sur Si monocristallin.[Kittl’06bis] affirme que, contrairement au Ni2Si et au Ni31Si12, le Ni3Si ne se forme sur Poly-Si qu’à haute température51 (~600°C). Il a été démontré que différentes phases du siliciure de nickel permettaient la modulation du travail de sortie entre 4,3eV (pour le NiSi2) et 4,85eV (pour le Ni3Si) [Takahashi’04, Lauwers’05]. [Terai05] montre une modulation de +/-0;5eV en contrôlant la quantité de liaison Hf-Si.[Yu’06] a montré que l’utilisation d’un canal 51 Ce qui le rend incompatible avec le procédé de fabrication MOS standard nécessitant de faibles budgets thermiques. 97 SiGe permet d’augmenter le travail de sortie effectif. Cette technique est connue pour abaisser la tension de seuil des PMOS [Wang’04]. Les principaux travaux de sortie effectifs sont résumés sur la Figure II. 41. 1.4.4 pinning Théories sur la modulation du travail de sortie et le Fermi 1.4.4.1 Le concept de travail de sortie Le travail de sortie d’un métal peut être défini comme la différence d’énergie entre le cristal neutre et le même cristal avec un électron en moins52.C’est de cette manière que le travail de sortie a été défini pour la première fois par Wigner et Bardeen en 1935 [Wigner’35]. En somme, pour quitter le cristal, un électron doit être excité du niveau de Fermi (EF) vers un plus haut niveau d’énergie, supérieur à la barrière de potentiel électrostatique de surface53 Ve (Figure II. 42). Des études empiriques ont montré, pour un grand nombre d’éléments, une corrélation54 entre le travail de sortie des matériaux et leur électronégativité χ [Michaelson’78] (Figure II. 43). plan atomique d EF surface géométrique du métal Ve d/2 ϕm potentiel Figure II. 42: Définition des contributions énergétiques au Figure II. 43: Corrélation entre l’électronégativité χ, le travail de sortie. Ve est le potentiel effectif du cristal. paramètre de périodicité P et le travail de sortie φm [Michaelson’78] Pour les dispositifs CMOS, le «potentiel de surface» du métal à l’interface avec le diélectrique de grille joue un rôle crucial dans les valeur de VT et de VFB. Tout changement au niveau de la surface en terme de morphologie (fluctuations locales de l’orientation des plans cristallins) ou de chimie (formation de liaisons) affecte le potentiel de surface et conduit à des décalages de travail de sortie local. Au final, le travail de sortie macroscopique se trouve impacté. Cet écart par rapport au cas du métal idéal homogène et de surface infini, suggère l’introduction de la notion de travail de sortie local (Local Work Function - LWF) [Wandelt’97]. Le travail de sortie apparent serait une valeur 52 Cette définition est valable à température nulle et dans le vide parfait. On suppose que le métal est dans son état fondamental avant et après avoir ôté l’électron. 53 Ce potentiel est généré à la surface par les électrons de conduction en excès dans l’espace. Il diverge au centre des atomes. La surface métallique est souvent définie par la moitié de la distance interplan (d) au dessus du dernier plan atomique. 54 [Michaelson’78] avait corrigé l’électronégativité par un paramètre de périodicité empirique P spécifique à caque sousgroupe d’élément (colonne du tableau périodique). 98 Chapitre 2 : Du siliciure au transistor à grille totalement siliciurée intermédiaire entre le maximum et le minimum des travaux de sortie locaux. [Herring’49] définit55 ce travail de sortie apparent comme la moyenne pondérée sur la surface des travaux de sortie individuels. Influence de l’orientation cristalline Selon [Sahni’81], le travail de sortie local qui va contribuer au travail de sortie apparent de manière dominante serait celui du plan le plus dense. Généralement, les travaux de sortie des métaux dépendent de l’orientation cristalline de la surface. [Smoluchowsky’41] proposa un modèle56 pour décrire qualitativement l’anisotropie observée pour un certain nombre de métaux tels que Ni, Cu, Ag et W (Figure II. 44). Figure II. 44: Principe de «l’effet de lissage de Smoluchowsky», illustré pour un réseau cubique simple 2D. A la surface du métal, la densité électronique est réarrangée à partir de la superposition de cellules unitaires de Wigner-Seitz (pointilés) en une distribution lisse (ligne continue). La redistribution des charges (zones grises) induit un dipôle de surface dépendant de l’orientation et conduit à une relaxation des ions en surface (flèches). Influence de la formation de liaisons chimiques Des variations de travail de sortie de 0,1 à 4,5eV ont été reportés sur l’adsorption57 d’atomes [Leung’03]. La direction et la magnitude du décalage du travail de sortie dépend à la fois de la nature et de la morphologie de la couche adsorbée en contact avec la surface. Si l’atome adsorbé est plus électronégatif que le substrat, un flux d’électron s’établit de la surface vers la couche adsorbée et vice versa. Un moment dipolaire va ainsi apparaître. Dans le cas d’un transfert d’électrons du substrat vers la couche adsorbée58, ce moment va diminuer le potentiel de surface et ainsi réduire le travail de sortie en fonction du transfert de charges [Langmuir’32]. Ce modèle classique offre une approche intuitive du mécanisme qui influence le travail de sortie, mais n’explique pas comment une variation locale de l’environnement chimique à l’interface peut modifier le travail de sortie global. L’impact de ces LWF sur le travail de sortie macroscopique dépend de leur contribution relative au potentiel de surface du matériau. Par exemple, [Sinsarp’03] a montré que l’adsorption de quelques dixième d’une monocouche de Cs sur une surface Si(111) ou Pt(111), génère une large distribution de LWF et un décalage significatif du travail de sortie macroscopique (jusqu’à 4,5eV sur le platine). Ce travail de sortie reflète ici la moyenne des changements chimiques locaux à l’interface. L’influence de ces paramètres sur le travail de sortie effectif nous donne un premier élément de compréhension de la modulation du travail de sortie. 55 Dans le cas de surfaces poly-cristallines planaires, cylindriques ou sphériques. 56 Selon l’orientation cristalline, la surface va être plus ou moins dense en atomes. Sur une surface peu dense, la densité électronique se relaxe pour s’adapter au défaut d’atomes. Ce phénomène surfacique, plus connu comme «effet de lissage de Smoluchowsky», conduit à la création d’un moment dipolaire local s’opposant à l’extension spatiale de la densité électronique en abaissant le potentiel. Sur une surface plus dense, la densité électronique a moins de liberté pour se réorganiser. L’effet de lissage est alors diminué et la barrière électrostatique de surface est accrue. En conséquence, le travail de sortie du matériau dépend fortement de l’orientation des plans cristallins 57 Une vision simplifiée du processus d’adsorption est un transfert d’électron accompagné par la formation de liaisons. L’intensité et la direction du transfert d’électron est dirigé par la différence d’électronégativité entre l’atome adsorbé et la surface. 58 Dans le cas d’un transfert d’électrons de la couche adsorbée vers le substrat, le moment dipolaire va augmenter le potentiel de surface et augmenter le travail de sortie en fonction du transfert de charge. 99 1.4.4.2 Modulation du travail de sortie des grilles TOSI Nous avons vu précédemment, qu’une grille totalement siliciurée NiSi, combinée avec la ségrégation de dopants à l’interface grille/diélectrique permettait de moduler le travail de sortie effectif de la grille. La théorie de la polarisation des liaisons suggère que l’accumulation de dopants à l’interface NiSi/SiO2 modifie les propriétés électrostatiques et peut moduler le travail de sortie de la grille. Bien que l’expérience ait clairement montré une relation entre la nature des dopants et la modulation du travail de sortie, il existe peu d’études fondamentales du ou des mécanismes clés qui provoque cette modulation. La polycristallinité du NiSi et l’absence d’informations concernant les orientations préférentielles l’interface NiSi/SiO2 rendent compliquée la modélisation de cette interface. Pour essayer d’avoir un aperçu des effets de l’accumulation de dopants sur les décalages de travaux de sortie, [Pourtois’05] a choisi arbitrairement deux plans de Miller représentatifs59 du NiSi (001) et (100) pour ces calculs ab-initios60 (Figure II. 45). Figure II. 45: Illustration des plans de Miller (001) Figure II. 46: Illustrations schématiques (haut) et atomistique et (100) du NiSi. Les atomes de Si sont en gris et (bas) des modèles utilisés pour une orientation (001). Les atomes les atomes de Ni en noir [Pourtois’05]. Si sont en gris, les atomes de Ni en noir et les dopants en blanc [Pourtois’05]. [Pourtois’05] a ainsi passé en revue les effets des dopants à l’interface NiSi/SiO2 dans les 2 cas pour différentes configurations telles que: - la substitution stœchiométrique du silicium (modèle I-Si) ou du nickel (modèle I-Ni) à l’interface (modèle I de la Figure II. 46) - l’accumulation de dopants dans une monocouche située entre la grille et le diélectrique (modèle II de la Figure II. 46) - la substitution d’atomes de silicium du SiO2 proches de l’interface pour décrire une «réorganisation» locale de l’oxyde (modèle III de la Figure II. 46) Cas du NiSi non dopé sur oxyde thermique A l’interface NiSi/SiO2, la jonction entre le diélectrique et la grille conduit à la formation de liaisons Si-O ou Ni-O. Le nombre et la nature de ces liaisons dépend du plan de Miller considéré. Nous avons vu que ces liaisons ont un impact significatif sur le travail de sortie61: La formation à 59 Ces plans représentent deux profils très différents: un dense et un plus «ouvert». 60 Le travail de sortie est calculé en utilisant la procédure standard d’alignement du potentiel électrostatique de [Neugebauer’92] et [Junquera’03]. 61 Cette modification du travail de sortie vient de la diminution de la densité électronique d’atomes de Ni et Si qui accompagne la formation des liaisons Si-O et Ni-O. 100 Chapitre 2 : Du siliciure au transistor à grille totalement siliciurée l’interface de 100% des liaisons Si-O décalerait le travail de sortie d’une surface nue de NiSi (001) de 3,64eV à 4,55eV, alors qu’une configuration avec 50% de liaisons Si-O et 50% de liaisons Ni-O amènerait le travail de sortie vers 5,08eV. En conséquence, un dipôle de liaison «local» apparaît au dessus de la surface NiSi, ce qui perturbe le potentiel de surface et décale le travail de sortie. Pour une interface (100), le travail de sortie est de 4,37eV. En réalité, dans la mesure où le NiSi est polycristallin, il est difficile de comparer directement ces résultats à l’expérience. Toutefois, ces simulations permettent d’obtenir une fenêtre raisonnable pour les travaux de sortie expérimentaux (~4,6-4,7eV pour le NiSi). Ségrégation de dopants à l’interface NiSi/oxyde thermique Lorsque le poly-silicium de grille est complètement transformé en NiSi, une couche fortement dopée peut-être mise en évidence entre à l’interface avec le diélectrique de grille [Maszara’02]. La formation de ce film fortement dopé entre le diélectrique et le siliciure serait la cause principale de la modulation du travail de sortie effectif des grilles TOSI ainsi formées. En 2005, [Manabe’05] tente d’expliquer la modulation du travail de sortie effectif induite par P, As et Sb en utilisant un modèle basé sur la charge des dipôles. Une explication possible serait la variation du moment dipolaire due à la substitution d’atomes de Si et/ou Ni par des atomes de dopants à l’interface NiSi/SiO2. Pour ces même dopants, [Liu’06bis] introduit la notion de taille des dopant, d’espèce de dopant et de concentration à l’interface avec le diélectrique. Les travaux de sortie théoriques62 ont été calculés en supposant le dipôle électrique dominant et ont été confirmés par les résultats expérimentaux. Toutefois, ces modèles n’expliquent pas le cas du bore où le φm,eff est modulé dans le sens opposé. [Tsuchiya’05] propose alors un nouveau modèle. Dans celui-ci, la position et la concentration des impuretés à l’interface avec le diélectrique vont déterminer la direction mais aussi l’intensité de la modulation du travail de sortie. Ceci est confirmé par les calculs ab-initios de [Pourtois’05]. En effet, l’introduction de dopants à l’interface NiSi/SiO2 va y induire des changements de polarité63. La création de liaisons entre le dopant et l’oxygène, le nickel ou le silicium s’accompagne d’un réarrangement local de la densité électronique des atomes. Quand les dopants sont placés dans un milieu riche en NiSi (modèles I-Ni, I-Si et II de la Figure II. 46), ils ont une charge nette négative en raison du transfert d’électron provenant du NiSi (B:~-0,3|e|, As:~-0,1|e|). En revanche, en présence d’oxygène (modèle III), ils sont chargés positivement (B:~+0,5|e|, As:~+1|e|). De plus, la substitution d’atomes de Si ou Ni par le Bore donne lieu à des liaisons avec l’oxygène, le nickel ou le silicium d’environ 0,2 à 0,3Å plus courtes que dans le cas non dopé. Quant à l’arsenic, il formerait des liaisons d’environ 0,1 à 0,3Å plus longue. Les contraintes locales64 provoquent ainsi des perturbations supplémentaires de la polarité à l’interface65. La combinaison de ces deux effets conduit à un subtile mélange d’effets «géométriques» et «électroniques» qui vont modifier la polarité à l’interface. D’après ces simulations ab-initios, 62 La variation du travail de sortie est corrélée au moment dipolaire des molécules par la formule simple: ∆φ= (eµCdopant)/ε0, avec e la charge électronique, ε0 la permittivité du vide, et Cdopant la concentration de dopants. µ est le moment dipolaire de surface du dipole, qui est généralement fonction du nombre de dipoles : µ=∆qel, où ∆q est le moment dipolaire des hétéromolécules et l la distance entre 2 atomes. L’équation empirique est utilisée : ∆q=0,16|SSiSdopant|+0,035|SSi-Sdopant|². 63 Ces changements sont gouvernés par l’environnement chimique du dopant et la géométrie à l’interface. 64 Contraintes compressives pour l’arsenic et tensiles pour le bore. 65 Cet effet est trop complexe en terme de représentation de liaisons locales (dipôle) pour être découplé dans des simulations. Les géométries de coordination des liaisons dopant-Si,-Ni et –O sont trop différentes dans les modèles. 101 [Pourtois’05] a ainsi établit les configurations les plus représentatives pour l’accumulation des dopants dans la grille TOSI NiSi. Pour des interfaces (100) et (001) il semblerait que l’arsenic puisse s’accumuler par substitution chimique aux atomes de Si du NiSi (modèle I-Si) ou qu’il s’accumule à l’interface (modèle II). Quant au bore, la configuration préférentielle66 serait celle où le B est dans le SiO2 (modèle III). Par des mesures de SIMS face arrière et d’XPS combinées, [Tsuchiya’05] confirme que la position et la concentration de dopants à l’interface détermine la direction et l’amplitude de la modulation (Figure II. 47). Figure II. 47: Schéma illustrant l’effet des dopants à l’interface sur le travail de sortie effectif. Les positions où les impuretés ségrègue sont différentes pour le bore et l’arsenic par exemple. Les atomes d’arsenic sont du coté de la grille et génère des charges positives du côté du diélectrique SiO2, ce qui provoque une diminution de la valeur du travail de sortie effectif. Les atomes de bore, à l’extèrieur du NiSIx, favorisent la pénétration des électrons dans le SiO2, ce qui augmente la valeur du φm,eff [Tsuchiya’05]. Ainsi, le travail de sortie (ou le VFB) de la structure métal/diélectrique est extrêmement sensible aux changements de stœchiométrie, de structure cristalline, et de l’affinité des différentes couches de l’empilement avec l’oxygène. Avec l’introduction des diélectriques high-k, le «Fermi level pinning» est de plus en plus évoqué comme mécanisme fondamental à l’origine du décalage de la tension de seuil. Toutefois, les publications concernant le Fermi pinning pour les empilements grille TOSI/high-k ne sont pas en accord. Certains groupes ne reportent qu’un blocage faible ou négligeable du niveau de Fermi [Anil’04, Park’05] alors que d’autres groupes montrent un fort Fermi pinning [Nabatame’04, Veloso’04, Cartier’04, Takahashi’04]. De telles incohérence peuvent suggérer que le degré de blocage du niveau de Fermi pour les grilles TOSI sur diélectriques high-k dépend des conditions de fabrication des dispositifs [Kadoshima’05, Terai’05]. 1.4.4.3 Introduction des diélectriques high-k et «Fermi level pinning» Dans la littérature, le terme de «Fermi level pinning» est souvent utilisé abusivement. Il reflète plus la forte tendance du niveau de Fermi de la grille à s’aligner sur une énergie caractéristique que le mécanisme physique sous-jacent. La fondation des théories modernes sur l’alignement des bandes aux interfaces métal/oxyde ou semi-conducteur/oxyde, repose sur les concepts développés par [Bardeen’47] et [Heine’65] pour les interfaces métal/semi-conducteur. Le modèle le plus simple consiste à joindre les bandes tout en gardant l’énergie de chaque bande inchangée par rapport au niveau du vide à l’interface. C’est le modèle Mott-Schottky. En réalité, le niveau de Fermi du métal tend à s’aligner avec un niveau d’énergie caractéristique du semi-conducteur (φCNL). La hauteur de barrière dépend donc très peu du travail de sortie du métal. Ce phénomène est causé par la forte densité d’états d’interface dont l’occupation change selon les conditions d’accumulation ou d’inversion. Ces états d’interface écrantent partiellement le champ électrique de la grille, l’empêchant d’atteindre le canal. La grille 66 Pour le B, tout les mécanismes semblent énergétiquement favorables (à l’exception du modèle I-Ni et II-(100). 102 Chapitre 2 : Du siliciure au transistor à grille totalement siliciurée contrôle ainsi dans une bien moindre mesure l’occupation des porteurs du canal. Ce piégeage du niveau de Fermi ou Fermi Level pinning (FLP), est devenu la base de plusieurs modèles. La plupart de ces modèles considèrent que les états électroniques à l’interface sont responsables de l’alignement des bandes. L’origine de ces états varie avec l’approche envisagée. Plusieurs modèles ont été proposés67. Théorie MIGS Parmi ces différents modèles, le formalisme MIGS est le plus populaire. La pénétration de la fonction d’onde de la grille peut générer une série d’états électroniques (MIGS – Metal Induced Gap States). Ces MIGS sont des états d’interface de nature amphotère68 qui en se remplissant ou se vidant vont avoir tendance à réduire les variations du niveau de Fermi (EF) dans le gap du silicium [Mönch’94]. Avec un diélectrique SiO2, le nombre de MIGS diminue tellement qu’ils bloquent trés peu EF. Le niveau de Fermi peut alors être modulé dans tout le gap du silicium en changeant le travail de sortie de l’électrode de grille. En revanche, les MIGS sont beaucoup plus nombreux et diminuent moins rapidement dans le HfO269. Une plus forte modulation du travail de sortie sera alors nécessaire pour faire varier la position du niveau de Fermi [Robertson’00, Yeo’02]. Deux paramètres sont importants dans la théorie MIGS: le facteur de piégeage S (fonction de la densité des états de surface N et de leur profondeur de pénétration δ) et le niveau de neutralité de charge70 (φCNL) (Figure II. 48). Figure II. 48: Interface Métal (gauche) / diélectrique (droite). La surface grisée représente les états de surface occupés du diélectrique.[Hobbs’04]. Ce modèle a été utilisé pour expliquer le processus de piégeage pour les interfaces métal/oxyde et métal/semi-conducteur, mais il suppose que les liaisons chimiques formées à l’interface n’ont pas d’impact sur le dipôle à l’interface. 67 Comme l’a souligné [Tung’01], tout ces modèles traitent le semi-conducteur comme un quasi-métal et supposent que la distribution des états électroniques est continue, avec une densité surfacique ρst, et qu’elle est à une distance (δit) de l’interface métal/semi-conducteur, à la position (φnl) de niveau de neutralité de charge. Ces états génèrent une charge totale par unité de surface: eρst(ΦB-φnl), située du coté du semi-conducteur et proche de l’interface (δit~0,5-2nm). La présence de cette charge et de son image dans le métal génère un dipôle à l’interface. Ce dipôle conduit à l’alignement des bandes et ainsi plus largement au piégeage du niveau de Fermi: Φ B = S ( ϕ m − χ s ) + (1 − S )( E c − ϕ n l ) avec ⎡ e ² δ it ρ s t ⎤ . S = 1+ ⎢ 68 ε ⎥ it ⎣ ⎦ Un atome dopant amphotère peut être à la fois donneur et accepteur. 69 La force de couplage caractéristique étant proportionnelle à la permittivité électronique du diélectrique [Robertson’00], ceci expliquerait que les travaux de sortie effectifs des métaux sur SiO2 soient proches de celui du vide alors que ceux des métaux sur HfO2 diffèrent [Yeo’02]. 70 Par définition le niveau de neutralité de charge est l’état de surface occupé le plus haut. En gros, il peut être vu comme un niveau de Fermi local. Pour une surface neutre, les états de surface d’énergie inférieures à φCNL sont occupés. Ils sont dus aux liaisons pendantes et aux défauts résultant de la création de la surface. Ces états sont localisés dans la bande interdite du diélectrique. 103 Amélioration de la théorie MIGS Ce premier modèle ne prenait pas en compte la nature des liaisons à l’interface métal/high-k mais seulement la nature du matériau high-k massif. La courbure de bande et la hauteur de la barrière Schottky dépendent de la structure de l’interface [Tung’84]. [Tung’01] a donc proposé un modèle pour concilier ces observations avec le Fermi pinning apparent71. Sa formulation de la hauteur de barrière est proche du modèle MIGS classique72. Toutefois, le facteur de piégeage (S) est un peu différent puisqu’il dépend de paramètres physiques tels que la longueur des liaisons (dms), la densité de ces liaisons (NB) ou la constante diélectrique de l’interface (εint)73: Dans ce modèle, la polarisation des liaisons à l’interface conduit à une faible dépendance de la hauteur de barrière à la nature du travail de sortie. Elle génère une tendance naturelle de la hauteur de barrière à converger vers le milieu du gap du semi-conducteur. Ce formalisme peut aussi expliquer l’indépendance de la hauteur de barrière pour des matériaux poly-cristallins. Comme les liaisons sont susceptibles de changer d’un site à l’autre, elles provoquent des fluctuations locales des dipôles à l’interface. La hauteur de barrière mesurée reflèterait alors une moyenne pondérée de ces dipôles. L’impact des propriétés chimiques sur la polarisation de l’interface a été plus profondément explorée par [McKee’03]. Il montre que l’interface, même d’épaisseur monoatomique, régit la structure physique et les propriétés électrostatique de la jonction. En utilisant une approche semiempirique combinée avec la théorie MIGS, [Joo’06] affirme que la grille TOSI a une configuration MSi274 à l’interface grille/diélectrique. Le comportement du travail de sortie effectif de la grille indiquant un phénomène de Fermi pinning sur diélectriques high-k suivrait bien la théorie MIGS. Liaisons Hf-Si Figure II. 49: Evolution du VFB avec le nombre de cycles de HfO2 ALD pour une grille Poly-Si (dans l’encadré: ∆VFB en fonction de ce même nombre de cycle [Hobbs’04]. L’interaction problématique observée entre le HfO2 et le silicium constitue une autre preuve de l’impact des propriétés chimiques de l’interface sur l’alignement des bandes. [Hobbs’03] a démontré que quelques traces d’oxyde d’hafnium sont suffisante pour provoquer un décalage du VFB. Ce décalage |∆VFB| diminue avec une couverture de HfO2 croissante et converge75 vers ~0,6V pour une grille Poly-Si p+ et vers ~0,25V pour une grille n+ (Figure II. 49). 71 Dans son formalisme, il s’intéresse plus particulièrement au dipôle électrique à l’interface et traite cette région d’interface comme une capacité. 72 Avec la moitié du gap du semi-conducteur (Eg) à la place du niveau de neutralité de charge (φCNL). 73 Φ B = S ( ϕ m − χ s ) + (1 − S ) 74 [Joo’06] reprend l’approche empirique de [Freeouf’80] pour calculer le travail de sortie du siliciure de métal (φMsix). Il considère avoir arbitrairement une certaine composition de MSix (x=4) à l’interface et calcule le travail de sortie comme une moyenne pondérée du travail de sortie du métal (φM) et du silicium (φSi):φMsix=(φMφSi)1/x+1. 75 |∆VFB| converge pour une monocouche complète de HfO2 en contact avec le substrat silicium. 104 Eg , ⎡ 1 −1 1 −1 e ²d ms N B ⎤ , −1 S = ⎢1 − ⎥ ( ε in t ) = ε m + ε s 2 2 2 ( E ) ε + κ in t g ⎣⎢ ⎦⎥ Chapitre 2 : Du siliciure au transistor à grille totalement siliciurée L’interaction des atomes de Hf avec la couche de Poly-Si de grille crée une forte densité d’états dans le gap du silicium (Figure II. 50). Cette forte densité d’états va être en mesure de «bloquer» le niveau de Fermi et de changer le travail de sortie de l’électrode de grille. Sous l’action des atomes d’hafnium, les fonctions d’onde du haut de la bande de valence et du bas de la bande de conduction vont être confinées sur les sites Hf et générer une distribution d’états occupés et vides dans le gap. La structure énergétique de ces états est gouvernée par le nombre de liaisons Hf-Si. A partir de simulations atomistiques, [Hobbs’04] montre que le piégeage du niveau de Fermi serait associé à des liaisons Hf-Si (et/ou des lacunes d’oxygène) plutôt que Si-O-Hf. [Pantisano’04] a vérifié que l’augmentation de traces de Hf à l’interface perturbe de plus en plus les bandes de valence et de conduction et conduit à une interface métallique dans le cas d’une monocouche complète Hf-Si. Les calculs de densité fonctionnelle (DFT – Density Functional Theory) de [Hobbs’03] et [Xiong’05] ou les mesures de photo-émission interne de [Pantisano’04] s’accordent pour expliquer le décalage asymétrique observé, par une distribution de défauts dans le gap du Poly-Si. Plus récemment, [Cartier’04] a observé un décalage similaire du VFB que ce soit sur grille Poly-Si ou TOSI NiSi. Figure II. 50: Représentation schématique de la configuration de l’interface entre le diélectrique et la grille TOSI NiSi avec des états d’interfaces induits par les liaisons Hf-Si. Si ces états d’interface sont dominants, le niveau de neutralité de charge (ECNL,d=φCNL) se décale prés du niveau d’énergie des états induits par les liaisons Hf-Si. On a alors un fort blocage du niveau de Fermi prés de la bande de conduction du silicium [Joo’05]. Selon [Pantisano’04], les états Hf-Si auraient un caractère amphotère76: En présence d’un PolySi de type n, tout les états d’interface Hf-Si situés en dessous du niveau de Fermi de la grille sont occupés par des électrons venant de la grille. Les états présents dans le gap ont alors une charge négative nette qui change la polarité des liaisons d’interface77 et décale le travail de sortie dans une direction (Figure II. 51). De la même façon, en présence d’une couche Poly-Si p+, Les états Hf-Si agissent comme des états donneurs d’électrons et vont transférer les électrons vers la bande de conduction de la grille. Le dipôle résultant à l’interface contribue au décalage du travail de sortie de la grille dans le sens opposé par rapport au cas du Poly-Si n+. nMOS pMOS ∆ΦB -- + + ++ -- 10 cy λdep Substrat p SiO2 HfO2 Poly-Si n Substrat n SiO2 ∆ΦB + + --+ + λdep 10 cy Poly-Si p HfO2 Figure II. 51: Diagramme de bande schématique de structures Substrat Si/SiO2/HfO2/Poly-Si pour le nMOS (gauche) et le pMOS (droite). Selon, le type du Poly-Si, les états induits par les atomes de Hf peuvent être chargés positivement ou négativement. Ces états induisent un dipôle surfacique prés de l’interface HfO2/Poly-Si. [Pantisano’04] 76 Un atome dopant amphotère peut être à la fois donneur et accepteur. 77 A cause de la localisation des charges. 105 La différence majeure ente une interface Si/SiO2 et Si/HfO2 sont les liaisons plus complexes de l’interface Si/HfO2 [Peacock’04, Robertson’04]. Pour une interface nette Si/SiO2, les liaisons passent abruptement de liaisons Si-Si à Si-O. Une interface abrupte Si/HfO2 pourrait consister en une interface se terminant par O ou par le métal Hf. Dans les dispositifs MOS, l’interface HfO2/substrat Si se terminerait par des liaisons O alors que l’interface HfO2/Poly-Si serait déficiente en O ou se terminerait par des liaisons métalliques78 (premier stade de la formation d’un siliciure de Hf observé par [Perkins’02]). Le phénomène de Fermi pinning à l’interface Poly-Si/HfO2 serait cohérent avec la formation de liaisons Hf-Si sur une surface se terminant par des liaisons oxygène.[Xiong’05] s’est intéressé à toute une série de différentes configurations d’interface avec un mélange de liaisons Hf-O et Hf-Si79. Les liaisons Hf-Si auraient tendance à introduire des états sur tout le gap du silicium, plus que des états profonds spécifiques. Le niveau de Fermi tend ainsi dans chaque cas, vers la même énergie de 0,3eV en dessous de la bande de conduction. Ces résultats suggèrent que les liaisons Hf-Si interfaciales seraient responsable du Fermi pinning observé et conduiraient à un décalage asymétrique de la tension de seuil de la grille. Pour des grilles TOSI, le ratio Ni/Si de l’électrode de grille et le ratio Hf/Si du diélectrique de grille seraient les paramètres clés pour contrôler le Fermi pinning [Terai’05, Cartier’04] (Figure II. 52). Pour les siliciures riches en nickel (Ni3Si) les même valeurs de travail de sortie (4,8eV) sont observée sur SiON et sur HfSiON, suggérant un déblocage du niveau de Fermi pour les dispositifs sur HfSiON [Kittl’05] (Figure II. 53). [Joo’05] trouva un ratio Ni/Si critique pour lequel la grille TOSi commence a montrer un fort Fermi pinning. Ce ratio serait dépendant du diélectrique de grille. Figure II. 52: Travaux de sortie pour les principales phases du siliciure de nickel. La différence entre le SiON et le HfSiON disparaît pour les phases plus riches en nickel, indiquant un débloquage du niveau de Fermi [Terai’05]. Figure II. 53: Travaux de sortie pour les principales phases du siliciure de nickel. La différence entre le SiON et le HfSiON disparaît pour les phases plus riches en nickel, indiquant un débloquage du niveau de Fermi [Kittl’05]. Selon [Schaeffer’04], il serait probable que dans les grilles métalliques, le phénomène de piégeage du niveau de Fermi ait à la fois une origine intrinsèque (modèle MIGS) et une origine extrinsèque (liaisons d’interface et lacunes d’oxygène). 78 L’interface HfO2/substrat Si se terminerait par des liaisons O si le HfO2 est déposé sur une surface oxydée sous une atmosphère riche en oxygène. L’interface ne serait ici pas abrupte mais serait constituée d’une fine couche de SiO2. En revanche, le Poly-Si est formé à partir de silane, dans des conductions réductrices. 79 Introduction de lacunes ou dilacunes d’oxygène et d’atomes de Si en position substitutionnelle dans des modèles considérant des interfaces Si/HfO2 (100) avec des liaisons O. 106 Chapitre 2 : Du siliciure au transistor à grille totalement siliciurée Défauts et charges fixes dans les diélectriques à base de Hf: les lacunes d’oxygène Les défauts et des charges fixes dans le diélectrique de grille à base de Hf peuvent aussi entraîner des décalages de la tension de seuil. Généralement, les origines potentielles des charges fixes sont des lacunes ou des impuretés telles que Si, N ou des dopants de la grille ayant diffusé dans le diélectrique high-k. Si et N ne seraient pas responsable du décalage de VT observé pour les pFETs80. De même, nous avons vu que les dopants de la grille avaient peu d’impact (paragraphe 1.4.3.1) [Cartier’04]. En revanche, les lacunes d’oxygène joueraient une rôle dans le décalage de VT. Des mesures de spectroscopie optique ont permis de relier le niveaux des piéges dans le HfO2 aux lacunes d’oxygène [Takeuchi’04] (paragraphe 1.4.4.2). La formation de lacunes d’oxygène dans le HfO2 est énergétiquement favorable quand le HfO2 est en contact avec le poly-Si dopé p. Ces états sont stabilisés par le transfert de deux électrons vers la grille [Takeuchi’04, Shiraichi’04, 04bis]. Ce transfert ne peut se faire vers une grille poly-Si dopé n. Une charge fixe positive est ainsi créée dans le HfO2, décalant la tension de seuil des pFETs vers des valeurs plus négatives. Contrairement à la théorie MIGS et à la théorie des liaisons Hf, le modèle des «lacunes d’oxygène» proposé par [Shiraishi’04] permettrait d’expliquer la diminution de ∆VFB (150mV) observée entre la grille N+ et P+, dés le premier cycle de dépôt HfO2. L’influence de ces lacunes peut être confirmée par les études de [Cartier’05] avec une grille Re sur HfO2. Il démontre que des recuits oxydants après dépôt HfO2 permettent de modifier fortement le VFB et supprimer le piégeage du niveau de Fermi. Parallèlement, un dépôt à haute température ou un recuit non oxydant après dépôt (500°C) suffit à libérer des atomes d’oxygène dans le high-k et accentue le Fermi pinning. [Kaushik’06] a aussi montré que l’oxydation de l’empilement PolySi/high-k par diffusion latérale d’oxygène peut réduire le décalage de VT des transistors de dimension inférieure à ~1µm, mais au détriment de l’EOT. [Shiraichi’05] proposa un modèle permettant d’expliquer le travail de sortie à l’interface métal/diélectrique à base de Hf. Ce modèle combine les effets des lacunes d’oxygène ainsi qu’un nouveau concept de niveau de neutralité de charge généralisé. Il permettrait de reproduire les résultats expérimentaux obtenus avec différents matériaux de grille tels que Au, Ni, NixSi, TaxSi. De plus, il rend compte du fait que le contrôle du ratio entre les liaisons interfaciales Nmétal-Hf/Nmétal-O-Hf est crucial. Des solutions au Fermi pinning? Nous avons vu que la somme de toutes ces interactions à l’interface entre la grille et le HfO2 par exemple, est telle que le travail de sortie effectif de la grille est apparemment «bloqué». En augmentant la concentration de Si du HfSixOy, la tension de bande plate se rapproche progressivement des valeurs observées avec le SiO2 (Figure II. 54) [Hobbs’03, 04, 04bis, 04ter, Cartier’04, Miyamura’04, Deweerd’05]. Mais, pour que la tension de seuil se retrouve à moins de 0,3V de la valeur ciblée, la concentration de Hf doit être inférieure à ~20% [Cartier’04]. Or, pour de telles concentrations, la constante diélectrique n’est que très légèrement plus élevée que celle du SiON, ce qui limite son intérêt. A partir de ce constat, les efforts ce sont récemment concentrés sur l’introduction d’une fine couche d’encapsulation entre l’électrode de grille poly-Si et le diélectrique à base de Hf. 80 Des empilements HfO2/SiO2 sans azote souffrent du décalage de Vt et l’introduction intentionnelle de Si ne réduit que partiellement le problème. 107 Figure II. 54: Effet de blocage du niveau de Fermi à l’interface PolySi/MeOx. Décalage relatif de la tension de bande plate (∆VFB) en fonction de la composition HfSixOy [Hobbs’04]. Le succès de l’approche avec capping est assez mitigé, ce qui affaiblit plus particulièrement la théorie des liaisons Hf-Si. Par exemple, des couches de Si3N4 [Cartier’04, Miyamura’04, Deweerd’05], SiC:H [Deweerd’05] et HfON [Sakoda’04] n’améliorent que très faiblement la tension de seuil. Contrairement à [Deweerde’05], [Huang’05] et [Miyamura’04] ont montré que le piégeage du niveau de Fermi peut être supprimé par l’introduction d’une fine couche de SiO2 entre la grille et le HfO2. Toutefois, cette couche augmenterait le CET, ce qui va à l’encontre de l’introduction de diélectriques high-k. Plusieurs études ce sont concentrées sur des capping Al2O3. Les tensions de seuil ne varient que de 0,1 à 0,3V sur HfSiOx [Cartier’04, Jung’05, Kim’04] et de 0,6 à 0,7V sur HfSiON [Li’05]. Récemment, AlN a montré pour de très faibles épaisseurs (0,4nm) et avec une forte permittivité effective, une amélioration suffisante de VT [Frank’05, Lee’06]. 108 Chapitre 2 : Du siliciure au transistor à grille totalement siliciurée 1.5 Conclusions La réaction d’un film mince métallique avec le silicium se caracérise par une formation des siliciures à relativement basse température, une apparition séquentielle des phases et l’absence de certaines phases intermédiaires. Les cinétiques de croissance peuvent être classées en 2 familles: celles «contrôlées par la diffusion» (Ni2Si, NiSi) ou celles «contrôlées par la nucléation» (la formation est dans ce cas soudaine et arrive dans une gamme limitée de température, NiSi2). Pour certains siliciures, les deux mécanismes peuvent interférer et conduire à des cinétiques complexes. Une modification des conditions expérimentales (cristallinité du substrat, pureté du film métallique) peut influencer ces caractéristiques. Par exemple, le remplacement du silicium cristallin par du silicium amorphe peut induire une formation simultanée plutôt que séquentielle. Les même modifications peuvent transformer des cinétiques contrôlées par la nucléation en cinétiques contrôlées par la diffusion. Une nucléation difficile peut expliquer l’absence de certaines phases intermédiaires. Toutefois les effets cinétiques doivent aussi être considérés et l’absence d’une phase peut être la conséquence d’un coefficient de diffusion très faible. Généralement, une seule espèce est mobile pendant la croissance du siliciure. Comme les phases se forment séquentiellement, les taux de formation et les énergies d’activations sont faibles, ce qui favorise l’hypothèse d’une diffusion aux joints de grain très efficace. En raison des difficultés d’intégration du CoSi2 (compatibilité avec les lignes étroites, consommation importante de silicium,…), l’implémentation du NiSi a été requise pour les technologies CMOS. Parmi les avantages de ce matériau (Tableau II. 2): le faible budget thermique, une formation contrôlée par la diffusion du nickel et non par la nucléation conduisant à une faible rugosité. Comme de nombreuses propriétés du NiSi diffèrent de celles du CoSi2, des défis technologiques sont associés à son implémentation. De telles difficultés sont dues à une séquence de formation plus complexe à basse température, le contrôle et la limitation de la diffusion du Ni dans le Si, la prévention de la formation du NiSi2 et la nécessité d’accroître la stabilité morphologique du NiSi. NiSi Avantages 1. Faible budget thermique 2. Faible résistivité / Faible consommation de nickel 3. Formation contrôllée par la diffusion Inconvénients 1. Formation de phase complexe: - nombreuses phases riches en métal - Le nickel diffuse très facilement dans Si 2. Possibilité de former la phase résistive Ni2Si durant les recuits Back End 4. Formation sur SiGe possible 3. Plus faible stabilité morphologique Tableau II. 2: Résumé des principaux avantages et inconvénients du siliciure de nickel NiSi Alors que la grille métallique suscite de plus en plus d’intérêts, la grille totalement siliciurée s’est imposée comme une solution simple pour remplacer le Poly-Si. En effet, du point de vue technologique, elle est basée sur une variation du procédé de siliciuration auto-aligné standard. Le siliciure est formé dans toute la grille jusqu’à l’interface avec le diélectrique et consomme la totalité 109 du poly-silicium. Le siliciure de nickel est un candidat attractif pour la grille métallique. Il permet de garder plusieurs étapes du procédé des anciennes générations de dispositifs (notamment la gravure de la grille et le procédé «salicide»). Le point clé qui a attiré l’attention sur les grilles TOSI NiSi est la possibilité de moduler leur travail de sortie effectif sur SiO2 par l‘implantation de dopants. Nous avons retracé l’état de l’art des travaux portant sur la modulation du travail de sortie des grilles totalement siliciurées à base de nickel. S’il est possible de moduler largement le travail de sortie effectif du NiSi par la pré-implantation de dopants, nous avons vu que de nombreuses interactions à l’interface entre la grille et le diélectrique high-k peuvent conduire à un blocage apparent du travail de sortie de la grille autour de 4,4-4,6eV. Pour tenter d’avoir un aperçu des mécanismes responsables de la modulation du travail de sortie ou de son blocage apparent de nombreux modèles ont été proposés. Ces modèles ont révélés que des facteurs chimiques tels que la nature des liaisons interfaciales (Hf-Si), la présence éventuelle de dopants à l’interface et le degré d’oxydation de l’empilement de grille sont des éléments critiques qui vont induire des fluctuations locales du travail de sortie de la grille. Pour les empilements PolySi/high-k à base de Hf et donc siliciure/high-k, les lacunes d’oxygène81 et les liaisons Hf-Si semblent jouer un rôle déterminant dans le décalage de la tension de seuil. Même si dans la plupart des cas, les couches d’encapsulation déposées sur le diélectrique ont eu peu d’effets, des résultats encourageant ont été obtenus. Nous avons vu que le problème de Fermi pinning apparent peut aussi être atténué par l’utilisation de phases riches en nickel, de siliciures de platine ou d’alliages à base de platine. La Figure II. 55 résument les principaux paramètres influant sur le travail de sortie effectif. a) Gate Différentes phases du siliciure de nickel Effet snowplow des dopants Siliciure de nickel ou alliage Si Grains de Poly-Si résiduels SiO2 Gate Si Hf Si Hf Si e- Hf eeCapping Orientation cristalline Liaisons Hf-Si Lacunes O HfSiOx b) Figure II. 55: Représentation schématique des principaux facteurs pouvant influer sur le travail de sortie effectif des grilles TOSI sur a) SiO2 et b) HfSiOx. Les valeurs du φm,eff dépendent plus particulièrement de l’interface NiSix/diélectrique Nous verrons dans les 2 prochains chapitres les voies explorées durant cette thèse pour moduler le travail de sortie effectif vers les valeurs du poly-silicium N+ et P+. Le chapitre 3 présente le cas d’école sur oxyde thermique alors que le chapitre 4 vise la modulation de ce travail de sortie effectif sur diélectrique high-k. Dans un dernier chapitre, nous discuterons de l’intégration de la grille totalement siliciurée. 81 Il n’est pas encore certain que l’on puisse réintroduire de l’oxygène dans l’empilement de grille sans croissance de SiO2, et que cet oxygène puisse y être maintenu lors du procédé de fabrication. 110 Chapitre 2 : Du siliciure au transistor à grille totalement siliciurée Bibliographie A [Agnello’99] AGNELLO P. D. Junction perimeter leakage considerations for the integration of CoSi2 an damascene W local inteconnect in dynaic logic compatible, sub 0.25µm CMOS technologies. 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