首先假定本論文所採用的低溫濺鍍法來製作源極/汲極金屬時，於抽真 空狀態，可利用具有高真空度(<2x10-6torr)腔體的 Helix sputter 製程機台大 量地去除吸附於奈米碳管上的氧、水氣及極性分子，完成上述之製程步驟 後，再進行源極/汲極金屬的濺鍍製程，防止於濺鍍時，有含氧之分子阻擋 於金屬與奈米碳管間。
4-3.1 熱蒸鍍金屬於懸空之奈米碳管
根據文獻研究[56][32]，採用低溫熱蒸鍍法(Thermal evaporator)將不同 金屬熱蒸鍍於基材上懸空的奈米碳管(Suspended CNTs)時，由於不同的金屬
奈米碳管間之 sticking 與 wetting 作用力較強的金屬而言，將其熱蒸鍍於奈 米碳管上時，可具有連續性及均勻性的覆蓋能力，進而形成奈米碳管之金 屬奈米線(Metallic nanowire)，此類金屬包含鈦、鎳、鈀 (如圖 4-5(a)、4-5(b)、
4-5(c))；對於某些與奈米碳管間之 sticking 與 wetting 作用力較弱的金屬而 言，將其熱蒸鍍於奈米碳管上時，不具有連續性及均勻性的覆蓋能力，所 以無法形成奈米碳管之金屬奈米線，此類金屬包含金、鋁、鐵(如圖 4-5(d)、
4-5(e)、4-5(f))。一般推論，此 sticking 與 wetting 作用力強度的大小乃與金 屬及奈米碳管間的凡得瓦力(Van der Waals force)成正相關。
4-3.2 基材上高曲率奈米碳管管壁之影響
針對本論文之元件結構設計而言，由於奈米碳管與基材表面的絕緣層 有凡得瓦力的作用，故假定奈米碳管將吸附於基材表面的絕緣層上，而無 任何奈米碳管懸空的現象產生。基於單層壁奈米碳管的直徑約為 1nm 至 2nm，故其管壁結構本身之曲率相當大，對於本論文所採用的源極/汲極濺 鍍製程機台來說，由於基板的溫度不高(<40℃)，故沉積於基板上的金屬原 子無法獲得能量而產生遷移的作用，且金屬與奈米碳管間有凡得瓦力、金 屬與基材表面的絕緣層間有凡得瓦力、金屬與基材表面的絕緣層間有鍵結 力的存在，於此三作用力相互制衡的情形下，本論文推論金屬常溫沉積於 未懸空、完全吸附於基板上之奈米碳管時，金屬對於奈米碳管的包覆緻密 性，相較於完全懸空的奈米碳管來說，其包覆緻密性較差，故於奈米碳管 下半部與基板間的奈米級微小空間中，必定有奈米孔隙(nanovoids)的存在，
降低了單層壁奈米碳管與源極/汲極間的接觸面積，最終導致接觸阻抗提 升，降低元件性能。
4-3.3 真空高溫退火製程修補不緻密孔隙
利用無氧環境之真空高溫退火製程步驟來修補不緻密孔隙的能力取決
於金屬與奈米碳管間sticking 與 wetting 的作用力強度[32][58]，若採用與奈 米碳管間有較強的 sticking 與 wetting 作用力之金屬，於此真空高溫退火製 程步驟後，則可有效地降低不緻密孔隙的空間密度，大幅度地改善奈米碳 管與源極/汲極間的接觸阻抗，提升元件性能，反之，若採用與奈米碳管間 有較弱的sticking 與 wetting 作用力之金屬，於此真空高溫退火製程步驟後，
無法大幅度地改善奈米碳管與源極/汲極間的接觸阻抗而間接地大幅提升元 件性能。
本論文根據文獻研究[56]，選取與奈米碳管間有較強的 sticking 與 wetting 作用之 Pd 及 Ni 來製作奈米碳管電晶體的源極/汲極，並且另外選取 Cr 來製作奈米碳管電晶體的源極/汲極，以探討 Cr 與奈米碳管間的 sticking 與wetting 作用之強度。
4-3.4 真空高溫退火製程參數之設定依據
本論文所採用的真空高溫退火製程參數之依據為三，第一依據是為使 奈米碳管電晶體於此製程中得到足夠的熱預算(Theraml budget)，以比較高 溫退火製程前後之奈米碳管電晶體直流電性差異，所以此製程溫度不可太 低、時間不可太短；第二依據是由於本論文採用旋塗法將奈米碳管置於晶 圓表面上，此法於震盪奈米碳管溶液時，有造成奈米碳管產生缺陷之風險，
使其結構鍵結不穩定，為了避免奈米碳管於高溫環境時，有大量結構上的 破壞產生，所以此製程溫度不可太高、時間不可太長；第三依據是由於氧 於高溫環境中易與奈米碳管及源極/汲極金屬產生反應，若氧與奈米碳管產 生反應，進而部份地燒除奈米碳管，使奈米碳管產生缺陷；若氧與源極/汲 極金屬產生反應，使金屬產生氧化物的鍵結，將導致金屬之功函數提升，
上述之因素嚴重地影響奈米碳管電晶體於高溫退火製程前後之直流電性分 析。
先將元件置於常溫、高真空的過渡腔體中(Load-lock chamber)去除元件所吸 844.1(mV/dec)大幅下降至 232.8(mV/dec)。
由上述之現象推論於真空高溫退火前，元件 K 的通道上有金屬性奈米 碳管的存在，因而破壞了元件 K 的電流開關比。理論上，結構無缺陷的奈 米碳管可承受本論文所設定之真空高溫退火製程參數，然而由真空高溫退 火後之 ID-VG 特性曲線變化，可假設此金屬性奈米碳管的結構本身具有缺 陷，使其無法承受600℃、3 分鐘的高溫退火製程而遭受破壞，故於真空高
溫退火後呈現開路的現象，使關閉電流獲得改善。 250.2(kJ/mol)，故推論真空高溫退火製程並不會使 Pd 與奈米碳管接觸面形 成 Pd-C 鍵結，所以真空高溫退火製程使接觸阻抗大幅下降的原因為 Pd 與 奈米碳管之接觸面積的提升。由上所述，本論文推論於真空高溫退火製程 時，Pd 可獲得能量而產生金屬原子遷移，又由於 Pd 與奈米碳管間之 sticking 與wetting 作用力較強，故 Pd 原子於高溫遷移修補源極/汲極沉積時所造成 的不緻密孔隙後，可與奈米碳管間產生較強的 sticking 與 wetting 作用力，
進而大幅地增加Pd 與奈米碳管間之接觸面積而改善接觸阻抗。
吸附於奈米碳管的碳氫有機物將嚴重地影響奈米碳管電晶體的次臨界 chamber)，待降回室溫後，再將元件取出，避免元件的奈米碳管及 Ni 源極/
汲極於高溫時與大氣環境中的氧產生反應，增加後續直流電性分析的複雜
的影響。
量地碳氫有機物，故造成導通汲極電流於真空高溫退火後大幅度上升 102 之因素幾乎為此製程改善了源極/汲極間的接觸阻抗。
由 於 Ni 與 碳 (C) 形 成 金 屬 碳 化 物 之 Ni-C 鍵 結 的 生 成 熱 高 達 191.2(kJ/mol)，故推論真空高溫退火製程並不會使 Ni 與奈米碳管接觸面形 成 Ni-C 鍵結，所以真空高溫退火製程使接觸阻抗大幅下降的原因為 Ni 與 奈米碳管之接觸面積的提升。由上所述，本論文推論於真空高溫退火製程 時，Ni 可獲得能量而產生金屬原子遷移，又由於 Ni 與奈米碳管間之 sticking 與 wetting 作用力較強，故 Ni 原子於高溫遷移修補源極/汲極沉積時所造成 的不緻密孔隙後，可與奈米碳管間產生較強的 sticking 與 wetting 作用力，
進而大幅地增加Ni 與奈米碳管間之接觸面積而改善接觸阻抗。
源極/汲極為鉻(Cr)之元件 M。
再次產生Cr-O 的高阻抗鍵結，破壞元件 M 直流電性的提升。