4.3. Effets du dopage au bore sur la cristallisation
Afin d’étudier les effets éventuels du dopage sur la cinétique de cristallisation, la
conductivité des couches a été mesurée pendant le recuit selon la méthode décrite
dans l’annexe A.2.
Dans le cas du dopage avec l’arsenic, la cinétique de cristallisation n’est pas
affectée par le dopage pour toutes les températures de recuit comprises entre 570 ℃
et 630 ℃.
Le dopage avec le bore par contre, accélère fortement la cristallisation. Les
courbes de suivi de conductance (figure 4.5)
| FIG. 4.5: | Conductivité électrique des couches de la série B1 en fonction du
temps de recuit à 570 ℃. Les chiffres à coté des courbes indiquent les débits
du mélange diborane/hydrogène en sccm utilisés pour le dépôt. Une courbe de
la série B2 est tracée également, afin de montrer son temps de nucléation plus
élevé. |
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nous montrent une diminution considérable de tn et tf - tn —définis selon
la figure 3.7 sur la page 109— quand le flux de diborane, et ainsi CB,
augmente. Avec les épaisseurs d des couches on obtient selon l’équation
3.5 les vitesses de cristallisation V c. Elles sont présentées sur la figure
4.6
| FIG. 4.6: | Vitesse de cristallisation V c et son énergie d’activation Ea pour la
série B1. |
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pour une température de recuit de 570 ℃. Nous constatons que V c augmente
fortement avec l’apport du bore. C’est pourquoi, contrairement au cas du silicium
non dopé, où la variation de V c en fonction des paramètres de dépôt est assez faible,
nous ne pouvons plus associer tn avec le taux de nucléation : la diminution de tn
avec le flux de diborane peut être entraînée non seulement par une densité de
germes initiale plus grande mais aussi par une coalescence des grains plus rapide
grâce à un V c plus élevé.
Les mêmes mesures, effectuées également à 600 ℃ et à 630 ℃, nous ont permis
d’obtenir les énergies d’activation Ea de la vitesse de cristallisation V c, qui ont été
défini précédemment selon l’équation 3.6 sur la page 123. La figure 4.6 montre la
variation de Ea et V c avec 
B. Cette exaltation de la vitesse de cristallisation par le
bore et la diminution de son énergie d’activation ont été déjà observée par
MOHAMMED-BRAHIM et al. au GMV pour les dépôts LPCVD [88]. Leur explication
de ce phénomène est basée sur une modélisation de l’interface amorphe/cristalline,
qui a été confirmée par une simulation numérique : le réarrangement des atomes
pendant le processus de cristallisation étant fortement lié à la présence de
liaisons pendantes chargées, une partie de l’énergie d’activation est due à la
migration des ces liaisons pendantes et une autre partie à leur formation.
Cette deuxième partie dépend du niveau de FERMI EF à l’interface. EF est
établi selon le niveau de dopage dans la phase cristalline. Comme nous
allons voir sur la page 224, ce niveau de dopage dépend fortement de la
densité de pièges des porteurs dans le matériau : à partir d’une certaine
valeur critique de CB, le dopage devient efficace. Ceci peut expliquer le
seuil, que l’on observe sur la figure 4.6 pour B 
10-4 correspondant à
CB 3 × 1018 cm-3.