WO2000015885A1 - Procede d'obtention d'une couche de germanium monocristallin sur un substrat de silicium monocristallin, et produits obtenus - Google Patents

Procede d'obtention d'une couche de germanium monocristallin sur un substrat de silicium monocristallin, et produits obtenus Download PDF

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WO2000015885A1
WO2000015885A1 PCT/FR1999/002154 FR9902154W WO0015885A1 WO 2000015885 A1 WO2000015885 A1 WO 2000015885A1 FR 9902154 W FR9902154 W FR 9902154W WO 0015885 A1 WO0015885 A1 WO 0015885A1
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germanium
layer
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temperature
cvd
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Caroline Hernandez
Yves Campidelli
Daniel Bensahel
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France Telecom
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    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C30—CRYSTAL GROWTH
    • C30B—SINGLE-CRYSTAL GROWTH; UNIDIRECTIONAL SOLIDIFICATION OF EUTECTIC MATERIAL OR UNIDIRECTIONAL DEMIXING OF EUTECTOID MATERIAL; REFINING BY ZONE-MELTING OF MATERIAL; PRODUCTION OF A HOMOGENEOUS POLYCRYSTALLINE MATERIAL WITH DEFINED STRUCTURE; SINGLE CRYSTALS OR HOMOGENEOUS POLYCRYSTALLINE MATERIAL WITH DEFINED STRUCTURE; AFTER-TREATMENT OF SINGLE CRYSTALS OR A HOMOGENEOUS POLYCRYSTALLINE MATERIAL WITH DEFINED STRUCTURE; APPARATUS THEREFOR
    • C30B25/00—Single-crystal growth by chemical reaction of reactive gases, e.g. chemical vapour-deposition growth
    • C30B25/02—Epitaxial-layer growth
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C30—CRYSTAL GROWTH
    • C30B—SINGLE-CRYSTAL GROWTH; UNIDIRECTIONAL SOLIDIFICATION OF EUTECTIC MATERIAL OR UNIDIRECTIONAL DEMIXING OF EUTECTOID MATERIAL; REFINING BY ZONE-MELTING OF MATERIAL; PRODUCTION OF A HOMOGENEOUS POLYCRYSTALLINE MATERIAL WITH DEFINED STRUCTURE; SINGLE CRYSTALS OR HOMOGENEOUS POLYCRYSTALLINE MATERIAL WITH DEFINED STRUCTURE; AFTER-TREATMENT OF SINGLE CRYSTALS OR A HOMOGENEOUS POLYCRYSTALLINE MATERIAL WITH DEFINED STRUCTURE; APPARATUS THEREFOR
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    • C30B29/02—Elements
    • C30B29/08—Germanium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C30—CRYSTAL GROWTH
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    • C30B29/00—Single crystals or homogeneous polycrystalline material with defined structure characterised by the material or by their shape
    • C30B29/10—Inorganic compounds or compositions
    • C30B29/52—Alloys

Definitions

  • the present invention relates generally to a process for obtaining a layer of monocrystalline germanium on a substrate of monocrystalline silicon.
  • Silicon is the basic compound of microelectronics. It is currently available on the market in slices of 200 mm in diameter. The limits in terms of performance of integrated circuits are therefore ultimately those linked to the intrinsic properties of silicon.
  • Germanium (Ge) which is part of column IV of the Periodic Table of the Elements is a semiconductor. It would potentially be more interesting than Si because, (i) it has a higher electronic mobility, (ii) it absorbs well in the field of infrared radiation, (iii) its lattice parameter is greater than that of Si, which authorizes hetero-epitaxy with semiconductor materials from columns III-V of the periodic table.
  • germanium does not have a stable oxide and there are no large diameter germanium wafers on the market or at prohibitive prices.
  • Si ⁇ . ⁇ Ge ⁇ alloys have already been grown on monocrystalline Si substrates. The alloys obtained rarely exceed 50% germanium levels in the alloy.
  • Si ⁇ . ⁇ Ge ⁇ on silicon by exceeding the critical thickness for a given composition but by adjusting the deposition parameters of the layers so that the dislocations emitted do not propagate vertically but bend to propagate in the plane of the layer for then evaporate on the edges of the plate. Growth therefore takes place from layers increasingly enriched in germanium, the germanium gradient being able to be carried out in stages or continuously.
  • Each layer is, after deposition, subjected to an in situ annealing in hydrogen at 1095 or 1050 ° C. For comparison, similar sequences of layers were deposited, but without annealing.
  • a 300 nm layer of Ge ⁇ Si ⁇ _ ⁇ of the same composition as the upper buffer layer is also deposited thereon.
  • Samples which have not been subjected to intermediate annealing have an emerging dislocation density of 10 6 cm “2 , while the annealed sample has an emerging dislocation density of 10 3 - 10 4 cm “ 2 .
  • a deposition method has also been proposed making it possible to form on a silicon substrate layers of Si l ⁇ Ge ⁇ (x varying from 0 to 1), which can go up to a layer of pure Ge and having a low density of dislocations. emerging.
  • the essential characteristic of this process consists, during chemical vapor deposition, of constantly modifying the flow of active gases (SiH 4 and GeH, for example) at the same time as the deposition temperature is varied.
  • active gases SiH 4 and GeH, for example
  • the dislocations emitted are quickly rejected and evacuated in order to gradually relax the growing layer.
  • the latter process therefore has the advantages of a smaller thickness of intermediate layer to obtain a surface layer of relaxed substrate, a density of defects (emerging dislocations) of
  • the present invention therefore relates to a new method of depositing a layer of pure monocrystalline germanium on a substrate of monocrystalline silicon, which does not require the deposition of an intermediate layer with a concentration gradient.
  • the present invention also relates to such a deposition process providing low densities of residual emerging dislocations, less than 10 3 defects / cm 2 at the surface.
  • the present invention also relates to such a process, making it possible to obtain a layer in a very short time and of small thickness (approximately 10 minutes for a layer of pure Ge of ⁇ m).
  • the method of forming on a monocrystalline silicon substrate a layer of pure monocrystalline germanium comprises:
  • thermostabilization of the monocrystalline silicon substrate at a first predetermined stabilized temperature (T,) from 400 ° C to 500 ° C, preferably from 430 ° C to 460 ° C;
  • the method of forming on a monocrystalline silicon substrate a layer of pure monocrystalline germanium comprises after step (c) and before step (d):
  • - (c 2 ) a step of chemical vapor deposition at the third predetermined temperature (T 3 ) of an alloy Si, _ ⁇ Ge ⁇ where x> 0.9, until an intermediate layer of Si alloy, _ ⁇ Ge ⁇ having a predetermined thickness;
  • - (c 3 ) a transition step in which, at the third predetermined temperature (T 3 ), one passes from the chemical vapor deposition of the alloy Si ⁇ _ ⁇ Ge ⁇ to a chemical vapor deposition of pure Ge;
  • step (c 4 ) a step in which CVD deposition of germanium is continued at said third predetermined temperature (T 3 ) so as to obtain a stack of layers comprising the base layer of germanium, an intermediate layer of alloy Si, _ ⁇ Ge ⁇ and an upper layer of germanium, the thickness of the stack being less than the desired final thickness; and "( c 5) a step in which the temperature of the chemical vapor deposition of germanium is increased from the third predetermined temperature (T 3 ) to a fourth predetermined temperature (T 4 ) from 750 to 850 ° C, preferably 800 to 850 ° C; step (d) being carried out at this fourth predetermined temperature (T 4 ), identical to or different from the second predetermined temperature (T 2 ), but preferably identical.
  • any germanium precursor gas such as GeH 4 can be used .
  • the germanium precursor gas is diluted with a carrier gas such as hydrogen. Dilution factors can vary from 10 to
  • the GeH / H 2 volume ratio is 10%.
  • the germanium deposits are preferably made at atmospheric pressure, because when the total pressure is less than 500 hPa, the deposits become rough very quickly and the density of emerging dislocations increases.
  • the stage of stabilization of the temperature of the silicon substrate (a) is carried out in the absence of any reactive gas, but in the presence of the carrier gas, generally H 2 .
  • H 2 carrier gas is preferably used with a flow rate of approximately 20 l / minute (purified or not).
  • the precursor gas is preferably GeH 4 and the flux is generally between 30 and 400 cm 3 / minute under standard conditions, the optimal value being 300 cm 3 / minute (it is obviously acts of nominal flux values of
  • durations of the CVD germanium deposition steps are obviously determined as a function of the thickness desired for the final germanium layer.
  • a duration of 10 minutes from step (b), 60 seconds from step (c) and 120 seconds from l 'step (d) a final layer of pure monocrystalline germanium of approximately 1 ⁇ m is obtained having an extremely low density of emerging dislocations, which may be less than 10 defects / cm 2 .
  • all the steps are also carried out in the presence of a carrier gas, preferably hydrogen and also preferably at atmospheric pressure.
  • a carrier gas preferably hydrogen and also preferably at atmospheric pressure.
  • the step of lowering the temperature (c,) is carried out in the absence of reactive precursor gases, but in the presence of carrier gas, for example hydrogen.
  • CVD germanium deposits are carried out under the same conditions as above.
  • CVD deposition of the Si, ⁇ Ge ⁇ alloy layer is carried out using a mixture of germanium and silicon precursor gases in the desired proportions to obtain a deposition of Si, _ ⁇ Ge ⁇ alloy comprising at least 90 % germanium atoms.
  • the recommended germanium precursor gas is GeH 4 .
  • the recommended silicon precursor gases are SiH 4 , Si 2 H 6 , SiH 2 Cl 2 , SiHCl 3 , SiCl 4 and Si (CH 3 ) 4 , SiH 4 being preferred.
  • the intermediate layer of SiGe alloy will generally have a thickness of between 5 and 10 nm, preferably of the order of 10 nm, and obviously the CVD deposition conditions of this layer will be chosen to satisfy the requirements of thickness and germanium content of the layer. In particular, if the germanium content of this intermediate layer of SiGe alloy is less than 90 atom%, the density of emerging dislocations increases.
  • the method according to the invention may comprise, prior to step (a) of stabilizing the temperature of the substrate, a step of impregnating the surface of the substrate by CVD deposition in the vapor phase of a layer of silicon at a temperature from 500 to 600 ° C, preferably from 550 ° C.
  • This CVD deposition step is also preferably carried out at atmospheric pressure.
  • the preferred precursor gas is SiH 4 and, as is well known, the deposition takes place in the presence of a carrier gas, preferably hydrogen.
  • the thickness of the impregnation silicon layer is generally from 1 to 5 nm, preferably of the order of 3 nm.
  • the surface of the substrate is subjected to a preparation step prior to the implementation of the method according to the invention.
  • This preparation step can conventionally be a surface cleaning step, for example any liquid or gas phase process which cleans the silicon surface of metallic and organic residues, such as conventional SCI solutions (NH 4 OH + H 2 0 2 ) and SC 2 (HC1 + H 2 0 2 ) or H 2 S0 4 + H 2 0 2 .
  • SCI solutions NH 4 OH + H 2 0 2
  • SC 2 HC1 + H 2 0 2
  • H 2 S0 4 + H 2 0 2 H 2 S0 4 + H 2 0 2
  • the products obtained by the process according to the invention generally have a density of emerging dislocations ⁇ 10 3 / cm 2 and may even be less than 10 defects / cm 2 .
  • the method described above limits the appearance of surface roughness, it is still desirable to reduce the surface roughness of the germanium deposit.
  • Polishing control is done either in-situ by controlling polishing data like motor current, or ex-situ qualitatively by optical or microscopic observation, and / or quantitatively by atomic force microscopy technique [ measurement of average roughness (rms) or summit / valley].
  • heteroepitaxy III-V such as GaAs.
  • the layers of Ge obtained can present a slight stress (mesh parameter slightly lower than that of massive Ge) harmful for a subsequent resumption of heteroepitaxy, for example of GaAs on Ge.
  • the Ge layer could release this constraint during a subsequent rise in temperature, which will have the unfortunate effect of making the surface rough again and therefore of hampering the resumption of III-V heteroepitaxy, for example by creating defects.
  • the particularly preferred methods according to the invention comprise a step of stabilizing the germanium layer.
  • This stabilization step introduced at the end of growth of the germanium layer (before mechanical-chemical polishing) will have the effect of (1) relaxing the stresses and finding the theoretical mesh parameter of germanium, and (2) stabilizing therefore the structure during subsequent annealing.
  • this stabilization step consists of annealing under a hydrogen atmosphere at a temperature ranging from 650 ° C to less than 900 ° C for a sufficient time, generally about 10 minutes or more, to remove the residual stress.
  • the duration of the annealing obviously depends on the annealing temperature and the thickness of the germanium layer.
  • the annealing temperature is less than 900 ° C because, above 900 ° C, the germanium which makes at 937 ° C, becomes very unstable.
  • This stabilization step can be carried out in a conventional multi-plate oven, however it will preferably be carried out in situ (after the growth of the germanium layer) in order to avoid any contamination of carbonaceous and oxygenated species in a single-plate reactor.
  • the germanium layer can be polished mechanical-chemical as described previously.
  • Figure 1 - a graph of deposition temperatures as a function of time (curve A), as well as graphs of the flow rates of the precursor gases SiH 4 and GeH 4 as a function of time (curves B and C) for the first embodiment of the process according to the invention;
  • Figure 2 graphs of the flow rates of the precursor gases SiH 4 (curves B and D) and GeH 4 (curves C and E) as a function of time, as well as a graph of the deposition temperatures as a function of time (curve A); and
  • Figure 3 a photomicrograph of a section of a monocrystalline silicon substrate coated, according to the first embodiment of the method of the invention, with a deposit of pure monocrystalline germanium (area observed by electron microscopy on the wafer) y;
  • Figure 4 - a microphotograph of a surface of a monocrystalline silicon substrate coated, according to the first embodiment of the method of the invention, with a deposit of pure monocrystalline germanium (area observed by electron microscopy in plan view);
  • Figure 5 a profile by atomic force microscopy (AFM) of a layer of Ge re-epitaxied on a layer of germanium obtained according to the method of the invention, but not stabilized; and Figure 6 - an AFM profile of a Ge layer, re-epitaxied on a germanium layer obtained according to the method of the invention, but stabilized.
  • AFM atomic force microscopy
  • the surface of the wafer is impregnated by chemical vapor deposition of silicon under the following conditions shown diagrammatically in FIG. 1 by curve B and the corresponding part of curve A.
  • Total pressure atmospheric pressure
  • Deposition temperature 550 ° C
  • Precursor gas SiH 4 350 cm 3 / minute
  • Carrier gas H 2 20 1 / minute
  • Duration of deposition 30 seconds.
  • a deposit of a silicon layer of approximately 3 nm is obtained.
  • a layer of Ge with a thickness slightly less than 1 ⁇ m is obtained.
  • the germanium deposit is maintained at 850 ° C (T 2 ) for 120 seconds to obtain a layer of pure monocrystalline germanium having a thickness of 1 ⁇ m.
  • FIG. 3 is a scanning electron micrograph of a section of the deposit obtained and FIG. 4 a plan view of the deposit. These views show the absence of emerging dislocations in the germanium deposit.
  • step (c j ) At the end of step (c), the arrival of GeH 4 is suppressed while maintaining the flow of H 2 and the temperature is lowered from 850 ° C to 550 ° C in about one minute.
  • SiH flux 10 cm 3 / minute H 2 flux: 20 1 / minute
  • Deposition time 120 seconds.
  • Si 0 j Ge Q 9 of about 15 nm.
  • step (d) This process is repeated by varying the temperature (T 2 ) of step (b) and the final temperature (T 4 ) of step (d).
  • the re-epitaxy germanium (II) layer has a thickness of 500 nm.
  • the re-epitaxy of the germanium (II) layer can also be done at atmospheric pressure and at a temperature above 670 ° C.
  • a layer of germanium (II) was re-epitaxied under the same conditions on a plate obtained in an identical manner but without the annealing step.

Abstract

Le procédé comprend: (a) la stabilisation en température du substrat de silicium monocristallin à une première température prédéterminée T1 de 400 à 500 °C; (b) le dépôt chimique en phase vapeur CVD de germanium à ladite première température prédeterminée T1 jusqu'à obtention d'une couche de base de germanium sur le substrat, d'une épaisseur prédéterminée inférieure à une épaisseur finale voulue; (c) l'accroissement de la température de dépôt CVD du germanium depuis ladite première température prédéterminée T1 jusqu'à une seconde température prédéterminée T2 de 750 °C à 850 °C; et (d) la poursuite du dépôt CVD du germanium à ladite seconde température prédéterminée T2 jusqu'à obtention de l'épaisseur finale voulue pour la couche finale de germanium monocristallin. Application à la fabrication de dispositifs semi-conducteurs.

Description

Procédé d'obtention d'une couche de germanium monocristallin sur un substrat de silicium monocristallin, et produits obtenus.
La présente invention concerne de manière générale un procédé d'obtention d'une couche de germanium monocristallin sur un substrat de silicium monocristallin.
Le silicium (Si) est le composé de base de la micro-électronique. II est disponible actuellement sur le marché en tranches de 200 mm de diamètre. Les limites en termes de performance des circuits intégrés sont donc en définitive celles liées aux propriétés intrinsèques du silicium.
Parmi ces propriétés, on peut citer la mobilité électronique.
Le germanium (Ge) qui fait partie de la colonne IV de la classification périodique des éléments est un semi-conducteur. Il serait potentiellement plus intéressant que Si car, (i) il possède une mobilité électronique plus élevée, (ii) il absorbe bien dans le domaine du rayonnement infrarouge, (iii) son paramètre de maille est plus grand que celui de Si, ce qui autorise les hétéro-épitaxies avec les matériaux semi- conducteurs des colonnes III-V de la classification périodique.
Malheureusement, le germanium ne possède pas d'oxyde stable et on ne trouve pas sur le marché de plaquettes de germanium de grand diamètre ou alors à des prix prohibitifs.
On a déjà fait croître des alliages Siι.χGeχsur des substrats de Si monocristallin. Les alliages obtenus ne dépassent que rarement des taux de 50% en germanium dans l'alliage.
D'autre part, lorsque l'on fait croître des alliages SiGe sur du Si monocristallin, la croissance de l'alliage SiGe est au départ monocristalline. Plus l'épaisseur de la couche et sa teneur en germanium sont élevées, plus la couche devient "contrainte". Au-delà d'une certaine épaisseur, la "contrainte" devient trop forte et la couche se relaxe en émettant des dislocations. Ces dislocations ont un effet délétère sur les futurs circuits qui seront construits sur cette couche et la relaxation des couches fait perdre certains avantages de la structure de bandes contrainte (décalage des bandes de conduction et de valence suivant les états de contrainte : Si/SiGe ou SiGe/Si). A chaque composition et à chaque température d'élaboration correspond donc une couche contrainte d'épaisseur maximum.
Dans certaines applications, on a développé le concept de "substrats relaxés", c'est-à-dire que l'on fait croître des couches de
Siι.χGeχ sur du silicium en dépassant l'épaisseur critique pour une composition donnée mais en ajustant les paramètres de dépôt des couches pour que les dislocations émises ne se propagent pas verticalement mais se courbent pour se propager dans le plan de la couche pour ensuite s'évaporer sur les bords de la plaque. La croissance s'effectue donc à partir de couches de plus en plus enrichies en germanium, le gradient en germanium pouvant se faire par palier ou continûment.
Mais les dépôts obtenus par ce procédé de "substrats relaxés" possèdent, soit un taux d'enrichissement en germanium relativement faible (< 50%), soit présentent une densité de dislocations émergentes inacceptable pour des applications en micro-électronique.
Ainsi, l'article intitulé "Stepwise equilibrated graded GeχSi,_χ buffer with very low threading dislocation density on Si (001), G.
Kissinger, T. Morgenstern, G. Morgenstern et H. Richter, Appl. Phy. Lett. 66 (16), 17 Avril 1995", décrit un procédé dans lequel on dépose sur un substrat la séquence de couches suivantes :
250 nm Ge0 05Si095 + 100 nm GeQ , SiQ 9 + 100 nm
Figure imgf000004_0001
+ 150 nm GeQ 2Si0 8. Chaque couche est, après dépôt, soumise à un recuit in situ dans l'hydrogène à 1095 ou 1050°C. A titre de comparaison, des séquences semblables de couches ont été déposées, mais sans recuit.
Une couche de 300 nm de GeχSiι_χ de même composition que la couche tampon supérieure est également déposée sur celle-ci.
Les échantillons qui n'ont pas été soumis aux recuits intermédiaires présentent une densité de dislocations émergentes de 106 cm"2, cependant que l'échantillon ayant subi les recuits présente une densité de dislocations émergentes de 103 - 104 cm"2.
L'article intitulé "Line, point and surface defect morphology of graded, relaxed GeSi alloys on Si substrates", E.A. Fitzgerald, S.B. Samavedam,Thin Solid Films, 294, 1997, 3-10, décrit la fabrication de substrats relaxés comportant jusqu'à 100% de germanium. Mais le procédé employé est long (de l'ordre de plus de 4 heures par plaque) et par conséquent inattractif du point de vue industriel. D'autre part, ce procédé n'est pas réversible, c'est-à-dire qu'il ne permet pas de réaliser des dépôts de silicium pur sur un substrat de germanium.
En outre, lors de la fabrication de tels substrats relaxés, on observe une rugosité de surface qui augmente suivant les conditions dépôt et qui peut avoir des effets négatifs car cumulatifs, c'est-à-dire qu'un début de rugosité ne fait que s'amplifier au cours du dépôt. On a également proposé un procédé de dépôt permettant de former sur un substrat de silicium des couches de Sil χGeχ (x variant de 0 à 1), pouvant aller jusqu'à une couche de Ge pur et présentant une faible densité de dislocations émergentes.
La caractéristique essentielle de ce procédé consiste, lors du dépôt chimique en phase vapeur, à modifier en permanence le flux de gaz actifs (SiH4 et GeH , par exemple) en même temps que l'on fait varier la température de dépôt. Ainsi, on rejette et évacue rapidement les dislocations émises pour relaxer au fur et à mesure la couche en croissance. On peut ainsi obtenir ses substrats relaxés allant d'une concentration en Ge égale à zéro (substrat Si) à une concentration en Ge de
100% avec un dépôt de 4 à 5 μm alors que les techniques antérieures exigent des couches intermédiaires de plus de 10 μm (typiquement autour de 25 μm).
Ce dernier procédé a donc pour avantages une épaisseur plus faible de couche intermédiaire pour obtenir une couche superficielle de substrat relaxé, une densité de défauts (dislocations émergentes) faible de
105 défauts/cm2 environ (comparés à 106 pour les procédés antérieurs).
Toutefois, ce dernier procédé exige toujours le dépôt d'une couche intermédiaire présentant un gradient de concentration en Ge, ce qui nécessite des épaisseurs de dépôt de l'ordre de 4 à 5 μm. D'autre part, cette technique nécessite également de longs temps de dépôt, de plus d'une heure par plaque traitée dans certains cas, ce qui diminue le débit de plaques à l'heure et accroît le coût de fabrication des plaques. La présente invention a donc pour objet un nouveau procédé de dépôt d'une couche de germanium pur monocristallin sur un substrat de silicium monocristallin, qui ne nécessite pas le dépôt d'une couche intermédiaire à gradient de concentration.
La présente invention a encore pour objet un tel procédé de dépôt fournissant de faibles densités de dislocations émergentes résiduelles, inférieures à 103 défauts/cm2 en surface.
La présente invention a aussi pour objet un tel procédé, permettant l'obtention d'une couche dans un temps très court et de faible épaisseur (10 minutes environ pour une couche de Ge pur de lμm). Selon un premier mode de réalisation de l'invention, le procédé de formation sur un substrat de silicium monocristallin d'une couche de germanium pur monocristallin comprend :
(a) la stabilisation en température du substrat de silicium monocristallin à une première température stabilisée prédéterminée (T,) de 400°C à 500°C, de préférence de 430°C à 460°C;
(b) le dépôt chimique en phase vapeur (CVD) de germanium à ladite première température prédéterminée (TΛ) jusqu'à obtention d'une couche de base de germanium sur le substrat d'une épaisseur prédéterminée inférieure à une épaisseur finale voulue; (c) l'accroissement de la température de dépôt chimique en phase vapeur du germanium depuis la première température prédéterminée (Ti ) jusqu'à une seconde température prédéterminée (T2) allant de 750°C à 850°C, de préférence de 800 à 850°C; et
(d) la poursuite du dépôt chimique en phase vapeur du germanium à ladite seconde température prédéterminée (T2) jusqu'à obtention de l'épaisseur finale voulue pour la couche de germanium monocristallin.
Selon un deuxième mode de réalisation de l'invention, le procédé de formation sur un substrat de silicium monocristallin d'une couche de germanium pur monocristallin comprend après l'étape (c) et avant l'étape (d) :
- (c,) une étape dans laquelle on arrête le dépôt CVD de germanium et on abaisse la température depuis la seconde température prédéterminée (T2) jusqu'à une troisième température prédéterminée (T3) de 500 à 600°C, de préférence de 540 à 560°C;
- (c2) une étape de dépôt chimique en phase vapeur à la troisième température prédéterminée (T3) d'un alliage Si,_χGeχ où x > 0,9, jusqu'à obtention d'une couche intermédiaire d'alliage Si,_χGeχ ayant une épaisseur prédéterminée; - (c3) une étape de transition dans laquelle, à la troisième température prédéterminée (T3), on passe du dépôt chimique en phase vapeur de l'alliage Siι_χGeχ à un dépôt chimique en phase vapeur de Ge pur;
-(c4) une étape dans laquelle on poursuit le dépôt CVD de germanium à ladite troisième température prédéterminée (T3) de manière à obtenir un empilement de couches comprenant la couche de base de germanium, une couche intermédiaire d'alliage Si,_χGeχ et une couche supérieure de germanium, l'épaisseur de l'empilement étant inférieure à l'épaisseur finale voulue; et "(c5) une étape dans laquelle on accroît la température du dépôt chimique en phase vapeur du germanium depuis la troisième température prédéterminée (T3) jusqu'à une quatrième température prédéterminée (T4) de 750 à 850°C, de préférence 800 à 850°C; l'étape (d) s'effectuant à cette quatrième température prédéterminée (T4), identique ou différente de la deuxième température prédéterminée (T2), mais de préférence identique.
Pour les dépôts chimiques en phase vapeur de germanium pur, on peut utiliser tous gaz précurseurs du germanium tel que GeH4. Comme cela est bien connu, le gaz précurseur de germanium est dilué avec un gaz porteur tel que l'hydrogène. Les facteurs de dilution peuvent varier de 10 à
1000. De préférence, le rapport en volume GeH /H2 est de 10%.
Les dépôts de germanium s'effectuent de préférence à la pression atmosphérique, car lorsque la pression totale est inférieure à 500 hPa, les dépôts deviennent très vite rugueux et la densité de dislocations émergentes augmente. L'étape de stabilisation de la température du substrat de silicium (a) s'effectue en l'absence de tout gaz réactif, mais en présence du gaz porteur, généralement H2.
Dans toutes les étapes de dépôt chimique en phase vapeur, on utilise de préférence comme gaz porteur H2 avec un débit de 20 1/minute, environ (purifié ou non).
Dans les étapes de dépôt de germanium pur, le gaz précurseur est de préférence GeH4 et le flux est généralement compris entre 30 et 400 cm3/minute dans les conditions standard, la valeur optimale étant de 300 cm3/minute (il s'agit bien évidemment de valeurs de flux nominal de
GeH4 dilué à 10% en volume dans H2).
Les durées des étapes de dépôt CVD de germanium sont bien évidemment déterminées en fonction de l'épaisseur voulue pour la couche de germanium finale. Ainsi, dans le premier mode de réalisation de l'invention, avec les conditions préférentielles ci-dessus, une durée de 10 minutes de l'étape (b), de 60 secondes de l'étape (c) et de 120 secondes de l'étape (d), on obtient une couche finale de germanium pur monocristallin de 1 μm environ présentant une densité de dislocations émergentes extrêmement faible, pouvant être inférieure à 10 défauts/cm2.
Dans le cas du second mode de réalisation de l'invention, toutes les étapes s'effectuent également en présence d'un gaz porteur, de préférence l'hydrogène et également de préférence à la pression atmosphérique. L'étape d'abaissement de la température (c,) s'effectue en l'absence de gaz précurseurs réactifs, mais en présence de gaz porteur, par exemple de l'hydrogène.
Les dépôts CVD de germanium, mis à part les températures de dépôt, s'effectuent dans les mêmes conditions que précédemment. Le dépôt CVD de la couche d'alliage Si, χGeχ s'effectue en utilisant un mélange de gaz précurseurs de germanium et de silicium dans les proportions voulues pour obtenir un dépôt d'alliage Si,_χGeχ comportant au moins 90 atomes % de germanium. Le gaz précurseur de germanium recommandé est GeH4. Les gaz précurseurs du silicium recommandés sont SiH4, Si2H6, SiH2Cl2, SiHCl3, SiCl4 et Si(CH3)4, SiH4 étant préféré.
La couche intermédiaire d'alliage SiGe aura généralement une épaisseur comprise entre 5 et 10 nm, de préférence de l'ordre de 10 nm, et bien évidemment les conditions de dépôt CVD de cette couche seront choisies pour satisfaire les exigences d'épaisseur et de teneur en germanium de la couche. En particulier, si la teneur en germanium de cette couche intermédiaire d'alliage SiGe est inférieure à 90 atomes %, la densité de dislocations émergentes augmente.
Le procédé selon l'invention peut comporter, préalablement à l'étape (a) de stabilisation de la température du substrat, une étape d'imprégnation de la surface du substrat par dépôt CVD en phase vapeur d'une couche de silicium à une température de 500 à 600°C, de préférence de 550°C. Cette étape de dépôt CVD s'effectue également de préférence à la pression atmosphérique. Le gaz précurseur préféré est SiH4 et comme cela est bien connu, le dépôt s'effectue en présence d'un gaz porteur, de préférence l'hydrogène.
L'épaisseur de la couche de silicium d'imprégnation est en général de 1 à 5 nm, de préférence de l'ordre de 3 nm.
Bien que cela ne soit pas très bien compris, la présence d'une telle couche d'imprégnation réduit la densité de dislocations émergentes dans le produit final.
De préférence encore, on soumet la surface du substrat à une étape de préparation préalablement à la mise en oeuvre du procédé selon l'invention. Cette étape de préparation peut être classiquement une étape de nettoyage de la surface, par exemple tout procédé en phase liquide ou gazeuse qui nettoie la surface de silicium des résidus métalliques et organiques, comme les solutions classiques SCI (NH4OH + H202) et SC2 (HC1 + H202) ou encore H2S04 + H202. Dans tous les cas, le nettoyage s'achève par une phase de traitement par une solution aqueuse diluée de
HF suivie d'un rinçage à l'eau.
Les produits obtenus par le procédé selon l'invention présentent en général une densité de dislocations émergentes < 103/cm2 et pouvant même être inférieure à 10 défauts/cm2. Bien que le procédé décrit ci-dessus limite l'apparition d'une rugosité de surface, il est encore souhaitable de réduire la rugosité de surface du dépôt de germanium.
Pour supprimer la rugosité, on peut utiliser dans la présente invention tout type de polissage mécano-chimique classiquement utilisé dans la technologie du silicium.
Le principe du polissage mécano-chimique est connu et classique et consiste à frotter la plaque à polir sur un tissu imbibé d'abrasif, en appliquant une pression et un déplacement sur cette plaque par rapport au tissu. Les effets mécaniques et chimiques conjugués provoquent le retrait de molécules du matériau poli preferentiellement sur les zones en relief et induisent l'aplanissement du matériau à polir.
Le contrôle du polissage se fait, soit in-situ par contrôle de données du polissage comme le courant des moteurs, soit ex-situ de façon qualitative par observation optique ou microscopique, et/ou de façon quantitative par technique de microscopie à force atomique [mesure de la rugosité moyenne (rms) ou sommet/vallée].
Après polissage, il peut subsister des résidus mécaniques (incrustés) sur la surface qui seront enlevés par un brossage mécanique et rinçage. Après ce nettoyage, le polissage peut laisser une zone perturbée en surface et un traitement de régénération de la surface peut être nécessaire. Ce traitement qui sera de type gravure devra néanmoins être effectué sans faire disparaître toute la couche active. Plusieurs voies sont possibles. On peut, soit (i) graver par voie sèche ou humide la couche, soit
(ii) oxyder la surface puis dissoudre l'oxyde. Ces deux moyens utiliseront la sensibilité extrême du Ge à l'oxygène (gazeux ou ozone ou ozone dissout dans l'eau, ou plasma ...), les oxydes de Ge étant volatils ou instables. On peut, après ces traitements, reprendre une épitaxie sur la surface, en particulier selon le procédé de l'invention décrit ci-dessus. Dans ce cas préféré, on obtient immédiatement l'état de la surface voulu (comptage de défauts) et donc une couche "garantie" dont on peut ajuster l'épaisseur en fonction de l'application envisagée. De plus, on obtient un piégeage des impuretés par le réseau de dislocations sous-jacent. Les procédés qui viennent d'être décrits permettent donc d'obtenir des couches de germanium de structure monocristalline directement déposées sur du silicium qui sont de très bonne qualité, et qui permettent une reprise de dépôt par hétéroépitaxies d'éléments des groupes III à V de la classification périodique et de composés de ceux-ci
(heteroépitaxie III- V) tel que GaAs.
Toutefois, les couches de Ge obtenues peuvent présenter une légère contrainte (paramètre de maille légèrement inférieur à celui de Ge massif) nuisible pour une reprise ultérieure d'une heteroépitaxie, par exemple de GaAs sur Ge. La couche de Ge pourrait relâcher cette contrainte lors d'une montée en température ultérieure, ce qui aura pour effet regrettable de rendre à nouveau rugueuse la surface et donc de gêner la reprise d'hétéroépitaxie III- V, par exemple en créant des défauts.
Afin d'éviter ce dernier effet, les procédés particulièrement préférés selon l'invention comprennent une étape de stabilisation de la couche de germanium. Cette étape de stabilisation, introduite en fin de croissance de la couche de germanium (avant le polissage mécano- chimique) aura pour effet ( 1 ) de relâcher les contraintes et de retrouver le paramètre de maille théorique du germanium, et (2) de stabiliser par conséquent la structure lors de recuits ultérieurs.
Plus précisément, cette étape de stabilisation consiste en un recuit sous atmosphère d'hydrogène à une température allant de 650°C à moins de 900°C pendant une durée suffisante, généralement d'environ 10 minutes ou plus, pour éliminer la contrainte résiduelle. La durée du recuit dépend bien évidemment de la température de recuit et de l'épaisseur de la couche de germanium.
Il est préférable que la température de recuit soit inférieure à 900°C car, au-delà de 900°C, le germanium qui font à 937°C, devient très instable. Cette étape de stabilisation peut être effectuée dans un four multiplaques classique, cependant elle sera de préférence effectuée in situ (après la croissance de la couche de germanium) afin d'éviter toutes contaminations en espèces carbonées et oxygénées dans un réacteur monoplaque. Après recuit, la couche de germanium peut subir un polissage mécano-chimique comme décrit précédemment.
Après nettoyage des plaques, par exemple à l'aide d'un bain d'eau ozonée, d'un bain de HF dilué et séchage sous IPA, on peut reprendre une hétéro-épitaxie, par exemple de Ge ou de GaAs. La suite de la description se réfère aux figures annexées qui représentent, respectivement :
Figure 1 - un graphe des températures de dépôt en fonction du temps (courbe A), ainsi que des graphes des débits des gaz précurseurs SiH4 et GeH4 en fonction du temps (courbes B et C) pour le premier mode de réalisation du procédé selon l'invention ;
Figure 2 - des graphes des débits des gaz précurseurs SiH4 (courbes B et D) et GeH4 (courbes C et E) en fonction du temps, ainsi qu'un graphe des températures de dépôt en fonction du temps (courbe A) ; et Figure 3 - une microphotographie d'une coupe d'un substrat de silicium monocristallin revêtu, selon le premier mode de réalisation du procédé de l'invention, d'un dépôt de germanium pur monocristallin (zone observée en microscopie électronique sur la tranche)y;
Figure 4 - une microphotographie d'une surface d'un substrat de silicium monocristallin revêtu, selon le premier mode de réalisation du procédé de l'invention, d'un dépôt de germanium pur monocristallin (zone observée en microscopie électronique en vue plan);
Figure 5 - un profil par microscopie à force atomique (AFM) d'une couche de Ge ré-épitaxiée sur une couche de germanium obtenue selon le procédé de l'invention, mais non stabilisée; et Figure 6 - un profil AFM d'une couche de Ge, ré-épitaxiée sur une couche de germanium obtenue selon le procédé de l'invention, mais stabilisée.
En se référant à la figure 1 , on va maintenant décrire une mise en oeuvre préférée du premier mode de réalisation du procédé de l'invention. Dans un réacteur industriel monoplaque, on place une plaquette de silicium monocristalline (200 mm).
On imprègne la surface de la plaquette par dépôt chimique en phase vapeur de silicium dans les conditions suivantes schématisées à la figure 1 par la courbe B et la partie correspondante de la courbe A. Pression totale : pression atmosphérique Température de dépôt : 550°C Gaz précurseur SiH4 : 350 cm3/minute Gaz porteur H2 : 20 1/minute Durée du dépôt : 30 secondes.
On obtient un dépôt d'une couche de silicium de 3 nm environ.
(a) On arrête l'arrivée de SiH et on abaisse la température jusqu'à stabilisation à 450°C.
(b) On effectue alors le dépôt CVD d'une couche de germanium monocristallin dans les conditions suivantes :
Pression totale : pression atmosphérique Température de dépôt (Tj) : 450°C Gaz précurseur GeH4 : 300 cm3/minute Gaz porteur : H2 : 20 1/minute Durée de dépôt : 10 minutes.
On obtient une couche de Ge d'épaisseur légèrement inférieure à 1 μm.
(c) On poursuit le dépôt de germanium pendant 60 secondes en accroissant la température de 450 à 850°C et en maintenant toutes les autres conditions de dépôt.
(d) Enfin, on maintient le dépôt de germanium à 850°C (T2) pendant 120 secondes pour obtenir une couche de germanium pur monocristallin ayant une épaisseur de 1 μm.
La figure 3 est une microphotographie au microscope électronique à balayage d'une coupe du dépôt obtenu et la figure 4 une vue en plan du dépôt. Ces vues montrent l'absence de dislocations émergentes dans le dépôt de germanium.
On a répété le même procédé de dépôt mais en faisant varier la température finale de dépôt (T2) et on a déterminé la densité de dislocations émergentes.
Les résultats sont donnés dans le tableau I ci-dessous. TABLEAU I
T2 . (température finale Densité de dislocations émergentes de dépôt) défauts/cm
700°C 5.105
750°C 5.104
800°C 5.103
830°C < 10
850°C < 10
En se référant à la figure 2, on va maitenant décrire une mise en oeuvre préférée du second mode de réalisation du procédé selon l'invention. La mise en oeuvre du procédé débute comme précédemment par imprégnation de la surface de la plaquette et mise en œuvre des étapes (a), (b) et (c).
(c j) A la fin de l'étape (c), on supprime l'arrivée de GeH4 tout en maintenant le flux de H2 et on abaisse la température de 850°C à 550°C en une minute environ.
(c2) On procède alors au dépôt CVD d'une couche d'alliage Si0 , Ge0 9 dans les conditions suivantes :
Pression totale : pression atmosphérique Température de dépôt : 550°C Flux GeH4 : 300 cm3/minute
Flux SiH : 10 cm3/minute Flux H2 : 20 1/minute Durée du dépôt : 120 secondes. On obtient une couche de Si0 j GeQ 9 d'environ 15 nm. (c3) Après 120 secondes de dépôt, on supprime progressivement l'arrivée de SiH4 en 60 secondes.
(c4) On poursuit alors le dépôt de germanium à 550°C (flux
GeH : 300 cm3) pendant 60 secondes, puis (c5) tout en poursuivant le dépôt de germanium, on accroît en 120 secondes la température de 550°C à 850°C (T4) et (d) on poursuit le dépôt du germanium à cette dernière température pour obtenir la couche de germanium monocristallin d'épaisseur voulue d'environ 1 μm, y compris la couche intermédiaire d'alliage SiGe.
On répète ce procédé en faisant varier la température (T2) de l'étape (b) et la température finale (T4) de l'étape (d).
On a mesuré les densités de dislocations pour chaque couple de températures. Les résultats sont donnés dans le tableau II.
TABLEAU II
T2 T Densité de dislocations émergentes o défauts/cm
750°C 700°C 1,6 . 103
750°C 850°C 2,5 . 102
850°C 850°C 1,6 . 103
800°C 700°C 2 . 104
On a soumis la plaquette revêtue de la couche (I) de germanium polycristallin obtenue par la mise en oeuvre préférée du premier mode de réalisation du procédé de l'invention décrit ci-dessus, en enchaînant les étapes suivantes :
- nettoyage de la plaquette à l'aide d'un bain d'eau ozonée, d'un bain de HF dilué et séchage sous IPA;
- recuit de la plaquette dans un bâti monoplaque à une température de 650°C environ pendant 30 minutes (la montée en température dure environ 1 minute); et
- épitaxie d'une nouvelle couche (II) de germanium sur la couche de germanium (I) recuite par dépôt chimique en phase vapeur (CVD) dans les conditions ci-dessous :
- gaz précurseur GeH4
- gaz porteur H2
- pression : 2666 Pa (20 Torr) - température : environ 670°C La couche de germanium (II) ré-épitaxie a une épaisseur de 500 nm.
La ré-épitaxie de la couche de germanium (II) peut également se faire à la pression atmosphérique et à une température supérieure à 670°C. A titre de comparaison, on a ré-épitaxié une couche de germanium (II) dans les mêmes conditions sur une plaquette obtenue de manière identique mais sans l'étape de recuit.
Comme le montrent les figures 5 et 6, la couche de germanium (II) ré-épitaxiée sur une couche de germanium (I) ayant subi un recuit de stabilisation (figure 6) a une rugosité nettement inférieure (rugosité moyenne Ra = 0,31 1 nm) comparée à la couche de germanium (II) ré- épitaxiée sur une couche de germanium (I) non stabilisée (figure 5) (rugosité moyenne Ra = 1,412 nm).

Claims

REVENDICATIONS
1. Procédé de formation sur un substrat de silicium monocristallin d'une couche de germanium monocristallin, caractérisé en ce qu'il comprend :
(a) la stabilisation en température du substrat de silicium monocristallin à une première température prédéterminée (Tj) de 400 à
500°C;
(b) le dépôt chimique en phase vapeur (CVD) de germanium à ladite première température prédéterminée (Tj) jusqu'à obtention d'une couche de base de germanium sur le substrat, d'une épaisseur prédéterminée inférieure à une épaisseur finale voulue;
(c) l'accroissement de la température de dépôt CVD du germanium depuis ladite première température prédéterminée (T,) jusqu'à une seconde température prédéterminée (T2) de 750°C à 850°C; et
(d) la poursuite du dépôt CVD du germanium à ladite seconde température prédéterminée (T2) jusqu'à obtention de l'épaisseur finale voulue pour la couche de germanium monocristallin.
2. Procédé de formation sur un substrat de silicium monocristallin d'une couche de germanium monocristallin, caractérisé en ce qu'il comprend : (a) la stabilisation en température du substrat de silicium monocristallin à une première température prédéterminée (T,) de 400 à 500°C;
(b) le dépôt chimique en phase vapeur (CVD) de germanium à ladite première température prédéterminée (T,) jusqu'à obtention d'une couche de base de germanium sur le substrat, d'une épaisseur prédéterminée inférieure à une épaisseur finale voulue;
(c) l'accroissement de la température de dépôt CVD du germanium depuis ladite première température prédéterminée (T, ) jusqu'à une seconde température prédéterminée (T2) de 750°C à 850°C; (c,) l'arrêt du dépôt CVD de germanium et l'abaissement de la température depuis ladite seconde température prédéterminée (T2) jusqu'à une troisième température prédéterminée (T3) de 500 à 600°C; (c2) le dépôt CVD, à ladite troisième température prédéterminée (T3) d'un alliage Si,_χGeχ où x ≥ 0,9 jusqu'à l'obtention d'une couche intermédiaire d'alliage Si,_χGeχ ayant une épaisseur prédéterminée;
(c3) le passage à ladite troisième température prédéterminée (T3) du dépôt CVD de l'alliage Si,_χGeχ au dépôt CVD de germanium pur; (c ) la poursuite du dépôt CVD du germanium pur à ladite température prédéterminée (T3) de manière à obtenir un empilement de couches comprenant la couche de base de germanium, la couche intermédiaire d'alliage Si,_χGeχ et une couche supérieure de germanium, l'épaisseur de l'empilement étant inférieure à ladite épaisseur finale voulue;
(c5) l'augmentation de la température de dépôt CVD du germanium depuis ladite troisième température prédéterminée (T3) jusqu'à une quatrième température prédéterminée (T4) de 750°C à 850°C; et (d) la poursuite du dépôt CVD du germanium à ladite quatrième température prédéterminée (T4) jusqu'à obtention de l'épaisseur finale voulue pour la couche de germanium monocristallin.
3. Procédé selon la revendication 2, caractérisé en ce que la troisième tempérture prédéterminée (T3) est choisie dans la gamme de températures de 540 à 560°C.
4. Procédé selon la revendication 2 ou 3, caractérisé en ce que la quatrième température prédéterminée (T4) est choisie dans la gamme de températures de 800 à 850°C.
5. Procédé selon l'une quelconque des revendications 2 à 4, caractérisé en ce que la couche intermédiaire d'alliage Siι_χGeχ (x ≥ 0,9) a une épaisseur comprise entre 5 et 10 nm.
6. Procédé selon l'une quelconque des revendications 2 à 5, caractérisé en ce que le dépôt CVD de l'alliage Siι_χGeχ s'effectue à partir d'un mélange de gaz précurseurs comprenant GeH4 et SiH4.
7. Procédé selon l'une quelconque des revendications 1 à 6, caractérisé en ce que la seconde température prédéterminée (T2) est choisie dans la gamme de températures de 800 à 850°C.
8. Procédé selon l'une quelconque des revendications 1 à 7, caractérisé en ce que la première température prédéterminée (T,) est choisie dans la gamme de températures de 430 à 460°C.
9. Procédé selon l'une quelconque des revendications précédentes, caractérisé en ce que les dépôts CVD de germanium comprennent l'utilisation de GeH4 comme gaz précurseur.
10. Procédé selon l'une quelconque des revendications précédentes, caractérisé en ce que toutes les étapes (a) à (d) s'effectuent en présence d'hydrogène.
1 1. Procédé selon l'une quelconque des revendications précédentes, caractérisé en ce que toutes les étapes s'effectuent à la pression atmosphérique.
12. Procédé selon l'une quelconque des revendications précédentes, caractérisé en ce qu'il comprend, préalablement à l'étape (a), une étape de dépôt CVD d'une couche de silicium d'imprégnation, à une température de 500 à 600°C.
13. Procédé selon la revendication 12, caractérisé en ce que la couche de silicium d'imprégnation a une épaisseur de 1 à 5 nm.
14. Procédé selon la revendication 12 ou 13, caractérisé en ce que le dépôt CVD de la couche de silicium d'imprégnation s'effectue à la pression atmosphérique.
15. Procédé selon l'une quelconque des revendications 1 à 14, caractérisé en ce qu'il comprend une étape de polissage mécano-chimique de la couche de germanium pur monocristallin.
16. Procédé selon l'une quelconque des revendications précédentes, caractérisé en ce qu'il est mis en oeuvre dans un réacteur mono-plaque.
17. Procédé selon l'une quelconque des revendications précédentes, caractérisé en ce qu'il comprend (e) une étape de recuit de stabilisation de la couche de germanium obtenue à l'étape (d).
18. Procédé selon la revendication 17, caractérisé en ce que l'étape de recuit s'effectue à une température de 650°C à moins de 900°C.
19. Procédé selon la revendication 17 ou 18, caractérisé en ce que l'étape de recuit a une durée d'au moins 10 minutes.
20. Procédé selon l'une quelconque des revendications 17 à 19, caractérisé en ce qu'il comprend en outre une étape de ré-épitaxie d'un élément des groupes III à V de la classification périodique ou d'un composé de ceux-ci.
21. Procédé selon la revendication 20, caractérisé en ce que l'élément ou le composé ré-épitaxié est Ge ou GaAs.
22. Procédé selon l'une quelconque des revendications 20 ou 21 , caractérisé en ce qu'il comprend une étape de polissage mécano-chimique de la couche ré-épitaxiée.
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