WO2019122461A1 - Procédé permettant d'obtention d'une couche de nitrure - Google Patents

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WO2019122461A1
WO2019122461A1 PCT/EP2018/086865 EP2018086865W WO2019122461A1 WO 2019122461 A1 WO2019122461 A1 WO 2019122461A1 EP 2018086865 W EP2018086865 W EP 2018086865W WO 2019122461 A1 WO2019122461 A1 WO 2019122461A1
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layer
creep
crystalline
section
pads
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PCT/EP2018/086865
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Guy Feuillet
Blandine ALLOING
Virginie BRANDLI
Benoit Mathieu
Jesus ZUNIGA PEREZ
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Commissariat A L'energie Atomique Et Aux Energies Alternatives
Centre National De La Recherche Scientifique
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    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
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    • H01L33/32—Materials of the light emitting region containing only elements of Group III and Group V of the Periodic Table containing nitrogen

Definitions

  • the present invention generally relates to the growth techniques of nitride (N) layers obtained from at least one material selected from gallium (Ga), indium (In) and aluminum (Al) on one side a crystalline layer.
  • the invention finds particular advantageous for the field of light emitting diodes (LEDs) and lasers.
  • Modern commercial optoelectronic devices and in particular light-emitting diodes (LEDs) and lasers use semiconductor materials comprising a nitride (N) obtained from at least one material selected from gallium (Ga), indium ( In) and aluminum (Al).
  • a nitride obtained from at least one material selected from gallium (Ga), indium ( In) and aluminum (Al).
  • This type of nitride is conventionally obtained by epitaxial growth from a crystalline layer.
  • a major challenge is to minimize the density of defects in the nitride layer obtained by epitaxy.
  • light emitting devices of the LEDs and lasers type are very sensitive to the density of structural defects such as dislocations. These defects act as non-radiative recombination centers that limit the emission efficiency. The performances of the electroluminescent devices are therefore greatly degraded when the density of defects in the nitride layer is large.
  • a first reason is that the epitaxial growth of the nitride layer is carried out on hetero-substrates, that is to say on substrates whose material and therefore the mesh parameters are different from those of the nitride layer that we want to epitaxize.
  • a second reason for the presence of dislocations is that the epitaxial growth occurs in a columnar manner. This is mainly related to the low diffusivity of the surface species of the hetero-substrate during growth, which results in the formation of small grains. During coalescence, these grains join by forming at their interface, that is to say at the coalescing joint, dislocations which then pass through the entire epitaxial structure.
  • GaN substrates can be used to epitaxially grow GaN-based blue emitting structures. , or AlN substrates for deep UV emitting structures. Epitaxy is then easy. Indeed, the epitaxial layer reproduces the structure of the underlying substrate without there being grains and therefore coalescing joints. This avoids the presence of dislocations.
  • the principle of this method is that at a certain stage of epitaxial growth, a mask with openings is deposited. Growth germs grow in the openings and then above the mask by lateral regrowth. Lateral regrowth results in the curvature of dislocations from germs, which avoids their vertical propagation. This type of process thus makes it possible to eliminate a large number of dislocations per curvature, but dislocations are also created at coalescence. Indeed, when two crystallites from two adjacent openings are joined above the mask, a coalescence seal is formed and the dislocation can reach the surface.
  • the dislocations under the mask are effectively blocked, the dislocations that are able to propagate through the openings of the mask propagate in the epitaxial layer and can reach the surface.
  • N nitride layer obtained from at least one of gallium (Ga), indium (In) and aluminum (Al) and having a significantly reduced defect density.
  • the subject of the present invention is a process for obtaining at least one nitride layer (N) preferably obtained from at least one of gallium (Ga), indium (In) and aluminum (Al).
  • the method comprises the following steps:
  • a stack comprising a substrate and at least the following layers successively arranged from the substrate:
  • each pad comprises at least:
  • ⁇ a melt flow section formed by at least a portion of the flow layer, ⁇ a crystalline portion formed by the crystal layer and overlying the flow section;
  • the portion of the pad that is formed by the creep section reaches (or exceeds) its glass transition temperature or a temperature very close to the latter. Under the force of a mechanical stress, this pad portion can thus be deformed.
  • the mechanical stresses generated by this contact are transferred to the pads and thus to the creep sections. The latter is deformed, thereby absorbing some or all mechanical constraints. It is thus possible to considerably reduce, or even avoid, the appearance and the propagation of dislocations at the level of the coalescence joints between two crystallites.
  • the disorientation between crystallites results in the creation of a grain seal at coalescence.
  • This grain boundary is highly energetic since it results from the superposition of the stress fields of the defects that compose it. If the crystallites grow on pads that can deform, the adjacent crystallites orient themselves in the plane or out of plane to minimize the total elastic energy of the system without the formation of grain boundaries.
  • the invention thus makes it possible to obtain nitride (N) layers obtained from at least one of gallium (Ga), indium (In) and aluminum (Al) having a density of dislocations. significantly reduced.
  • the method according to the invention provides a particularly effective solution to the problem of the generation of defects related to coalescence.
  • This method especially when it is applied to crystallites made on SOI (silicon on insulator) type substrate and of nanometric dimensions, results in a very significant reduction in the density of coalescence-related defects, allowing the realization of pseudo substrates with very low dislocation densities.
  • the invention also has the advantage of facilitating the production of LEDs emitting in the red wavelength.
  • the invention makes it possible to obtain layers of the GalnN alloy having few or no defects and stresses, which will make it possible to incorporate more indium and thus to obtain more easily red LEds.
  • each crystallite is entirely supported by only one stud.
  • a crystallite develops on each of the pads.
  • the creep layer is made of a viscous material. It presents a visco-plastic transition. This material is preferably taken from:
  • the creep layer is SiO 2
  • BPSG borophosphosilicate glass
  • k1 0.92.
  • T epitaxy £ k2 * fUSi0n T min T min being fUSi0n the lowest melting temperature among the melt temperatures of the materials forming the sections of the pad. It is mainly the crystalline section and the creep section.
  • k2 0.9. This makes it possible to avoid a diffusion of the species of the material whose melting point is the lowest.
  • the epitaxy is 1296 ° C.
  • T fUSi0n min is equal to the melting temperature of silicon since the melting temperature of silicon is equal to 1440 ° and the melting point of SiO 2 is equal to 1970 ° C.
  • k2 0.8.
  • the pads comprise at least one buffer layer, made of a material different from that of said nitride layer, surmounting the crystalline layer, and preferably said nitride layer is a layer of gallium nitride (GaN) and the buffer layer is aluminum nitride (AlN).
  • said nitride layer is a layer of gallium nitride (GaN) and the buffer layer is aluminum nitride (AlN).
  • the buffer layer is formed by epitaxial deposition above the crystalline layer, before the step of forming the plurality of pads by etching.
  • the stack comprises, before the epitaxial growth step of said nitride layer, at least said buffer layer.
  • the buffer layer is AlN and the nitride layer deposited by epitaxy, for example by MOVPE (organometallic vapor phase epitaxy), is GaN. Thus it does not settle at the foot of the studs.
  • said nitride layer is a layer of gallium nitride (GaN) and the pads comprise, before the step of epitaxial growth of said nitride layer, at least one layer of priming, surmounting said buffer layer and made of gallium nitride (GaN).
  • the stack comprises, before said step of formation of the pads by etching, at least one priming layer, surmounting said crystalline layer, the priming layer being made of the same material as said nitride layer.
  • the priming layer is also GaN.
  • this priming layer makes it possible to facilitate the resumption of epitaxial growth for the formation of crystallites. This characteristic is all the more advantageous as the surface of the top of the studs is weak.
  • the crystallites are grown by epitaxy directly in contact with the crystalline layer.
  • the crystallites are grown by epitaxy directly in contact with the priming layer.
  • the crystallites are grown by epitaxy directly in contact with the buffer layer.
  • the priming layer is disposed directly in contact with the upper face of the crystalline section.
  • Each pad has an upper face and in which the epitaxial growth of the crystallites is carried out in part at least and preferably only from said upper face.
  • the buffer layer is disposed directly in contact with the upper face of the crystalline section or in contact with the upper face of the section formed by the priming layer.
  • At least one of the buffer layer and the priming layer maintains a constant thickness during the epitaxial growth step.
  • providing said stack amounts to providing an elaborated silicon-on-insulator (SOI) substrate comprising a base substrate successively surmounted by an oxide layer forming said creep layer and a semiconductor layer. forming said crystalline layer.
  • SOI silicon-on-insulator
  • the height e 2 2o that the creep section must have is such that e220> 0.017 * d pi0t , where pi is the diameter of the pad or more generally the edge-to-edge distance of the pad taken, at the level of creep section and in a direction parallel to the main plane in which the substrate extends, for example according to the horizontal in Figures 1c to 1e
  • d cristaiiite / d pi0t > k3
  • pi is the diameter of the pad or more generally the distance edge to edge of the pad taken, that is to say the maximum dimension of the pad regardless of the shape of its section, at the level of the creep section and in a direction parallel to the main plane in which the substrate extends, for example according to the horizontal in Figures 1c to 1e.
  • k3 3. According to an example 100> k3> 3. Preferably, 50> k3> 3. Preferably, 5> k3> 3.
  • This characteristic allows the creep sections to deform in order to withstand the mechanical stresses that arise when two adjacent crystallites begin to coalesce. Thus, this characteristic effectively contributes to reducing the defect density within the nitride layer that is ultimately obtained.
  • the sections have a height e220 and two adjacent pads are distant by a distance D, such that:
  • e220 / D ⁇ 1 e220 / D ⁇ 1, and preferably e220 / D ⁇ 1.5.
  • the studs have a height H pi0t and two adjacent studs are distant by a distance D, such that:
  • the crystalline layer is based on silicon.
  • the crystalline layer is silicon.
  • the crystalline layer may also be based on materials other than Si and which allow the epitaxy of nitride materials.
  • the crystalline layer may be based on SiC or Al 2 O 3. These materials are furthermore usable in the form of SiCOI (SiC on Insulator, ie SiC on insulator) or SOS. (silicon on sapphire).
  • the crystalline layer is a monocrystalline layer.
  • the creep layer is in direct contact with the substrate.
  • the creep layer is in direct contact with the crystalline layer.
  • the nitride layer which is produced by coalescence of crystallites is in direct contact with the crystalline layer.
  • at least one intermediate layer is provided between the crystalline layer and the nitride layer which is produced by coalescence of crystallites. This intermediate layer typically forms the buffer layer.
  • the creep layer and the crystalline layer are different.
  • the creep layer has a glass transition temperature. It is therefore made of a vitreous transition material and exhibits the behavior of vitreous transition materials.
  • the creep layer is not crystalline. It is made of a viscous or vitreous material, for example an oxide.
  • the creep layer and the crystalline layer are not made of the same material.
  • the creep layer has a thickness e 220 of less than 500 nm (10 9 meters). It is preferably between 50 nm and 500 nm and preferably between 100 nm and 150 nm.
  • the crystalline layer has a thickness of between 2 nm (10 9 meters) and 10 pm (10 6 meters) and preferably between 5 nm and 500 nm and preferably between 10 nm and 50 nm.
  • a crystallite is grown by epitaxy on all said pads.
  • the ratio V / III of the flows in the epitaxial deposition reactor (the flows being for example measured in sccm) of said material comprising nitride (N) and at least one of gallium (Ga) Indium (In) and aluminum (Al) are between 100 and 2000.
  • the ratio V / III of the flows of the material forming said nitride layer (N) and at least one of gallium (Ga), indium (In) and aluminum (Al) is between 300 and 500 and preferably between 380 and 420.
  • the nitride layer is made of gallium nitride (GaN).
  • the nitride layer is based on gallium nitride (GaN) and further comprises aluminum (Al) and / or indium (In).
  • the material forming said nitride layer (N) is any of: gallium nitride (GaN), indium nitride (InN), aluminum nitride (AlN), gallium aluminum nitride (AIGaN), indium gallium nitride (InGaN), aluminum gallium indium nitride (AIGalnN), indium aluminum nitride (AlInN), aluminum indium gallium nitride (AlInGaN ).
  • the subject of the present invention is a microelectronic device comprising a substrate surmounted by a plurality of pads, each pad comprising at least:
  • the device also comprises a nitride layer (N) obtained from at least one of gallium (Ga), indium (In) and aluminum (Al), said layer being entirely supported by the pads .
  • N nitride layer obtained from at least one of gallium (Ga), indium (In) and aluminum (Al), said layer being entirely supported by the pads .
  • the material of the creep section and the material of said nitride layer are chosen so that:
  • T epi t a xi e being the minimum temperature for the epitaxial formation of the nitride layer.
  • the step of epitaxial growth of the nitride layer comprises:
  • first growth conditions chosen so as to epitaxially produce pyramids on each of the pads and until the pyramids are adjacent;
  • Growth conditions include parameters such as pressure, temperature and the ratio of chemical species used for growth.
  • the crystalline layer is not constrained. Its mesh parameter being equal to its nominal mesh parameter, that is to say its mesh parameter in the natural state.
  • the subject of the present invention is a light-emitting diode (LED) comprising at least one microelectronic device according to the invention.
  • LED light-emitting diode
  • microelectronic device any type of device made with microelectronics means. These devices include, in addition, devices for purely electronic purposes, micromechanical or electromechanical devices (MEMS, NEMS, etc.) as well as optical or optoelectronic devices (MOEMS, etc.).
  • MEMS micromechanical or electromechanical devices
  • MOEMS optical or optoelectronic devices
  • FIGURE 1 consisting of FIGURES 1a-1e, illustrates steps of an exemplary method according to the present invention.
  • FIGURE 2a schematically illustrates, in view from above, the coalescence of two crystallites in the context of a conventional pendeo-epitaxial process.
  • FIG. 2b schematically illustrates, in top view, the coalescence of two crystallites in the context of an exemplary method according to the present invention.
  • FIGURE 3 consisting of FIGURES 3a and 3b schematically illustrate, in side view, the coalescence of two crystallites in the context of an exemplary method according to the present invention.
  • FIGURE 4 is a photograph illustrating a stud surmounted by a crystallite, obtained by implementing an exemplary method according to the present invention.
  • FIGURE 5 is composed of FIGS. 5a and 5b which are photos showing a layer obtained by epitaxy after implementation of the method according to the present invention.
  • FIG. 6 is composed of FIGS. 6a to 6c which are photos illustrating the result of the implementation of an exemplary method according to the present invention.
  • FIG. 7 is composed of FIGS. 7a to 7c, which are photographs illustrating the result of the implementation of an exemplary method according to the present invention.
  • FIG. 8 is composed of FIGS. 8a to 8b which are photos illustrating respectively, in side view in section and in view from above, the result of the implementation of an exemplary method according to the present invention.
  • the terms “over”, “overcomes”, “covers” or “underlying” or their equivalents do not mean “in contact with”.
  • the deposition of a first layer on a second layer does not necessarily mean that the two layers are in direct contact with each other but that means that the first layer at least partially covers the second layer by being either directly in contact with it or separated from it by at least one other layer or at least one other element including air.
  • the thickness or the height is taken in a direction perpendicular to the main faces of the different layers. In the figures, the thickness or the height is taken according to the vertical.
  • a "base" layer of a material A means a layer comprising this material A only or comprising this material A and possibly other materials, for example doping elements.
  • a stack comprising at least one substrate 100, successively surmounted by a creep layer 200 and a crystalline layer of 300, is provided.
  • the creep layer 200 is disposed between the substrate 100 and the layer crystalline of 300.
  • the substrate 100 is based on silicon, amorphous or crystalline. It ensures the mechanical strength of the stack.
  • the crystalline layer 300 has a lower face facing the creep layer 200 and an upper face whose function is to serve as a base layer for epitaxially growing the nitride layer that is ultimately desired.
  • the layer that is ultimately desired is a layer 550 of gallium nitride GaN.
  • the crystalline layer 300 is based on monocrystalline silicon.
  • the creep layer 200 is made of a viscous material. It is made of an amorphous material such as an oxide, preferably a SixOy silicon oxide, such as SiO 2. The role of this layer will be explained in the following description.
  • the creep layer 200 has a glass transition temperature. It therefore presents a glass transition and presents the behavior of vitreous transition materials. Like all materials having a glass transition temperature, the creep layer 200 under the effect of a rise in temperature, deforms without breaking and without returning to its initial position after a drop in temperature. On the contrary, the crystalline layer 300 does not naturally have a glass transition. When a temperature threshold is reached, the crystalline layer deforms, then disintegrates and can break.
  • this stack constitutes a semiconductor-on-insulator substrate, preferably silicon on insulator (SOI).
  • SOI silicon on insulator
  • the creep layer 200 is formed by the buried oxide layer (BOX) of the SOI substrate.
  • a buffer layer 400 is deposited by epitaxial growth on the upper face of the crystalline layer 300.
  • this buffer layer 400 is typically aluminum nitride (AlN). This avoids the so-called “Melt-back etching" phenomenon, generated by the very high reactivity between silicon and gallium at the usual epitaxial temperatures (1000/1 100 ° C) and which leads to to degrade very strongly the GaN layer.
  • the thickness of the AlN layer is between 50 and 200 nanometers (10 9 meters).
  • the creep layer 200 and the crystalline layer 300 are different.
  • the creep layer 200 is not crystalline.
  • a priming layer 500 serves to facilitate the resumption of growth of the crystallites 510 during next steps. In this case, it is from an upper face of the priming layer 500 that at least part of the epitaxial growth of the crystallite (510a-510e) occurs.
  • This priming layer 500 is preferably made of the same material as the layer 550 that it is desired to obtain in the end. Typically, when the layer that one ultimately wishes to obtain is a layer 550 of gallium nitride GaN, the priming layer 500 is also made of GaN. It typically has a thickness of between 50 and 200 nanometers.
  • the epitaxial growth of the crystallite 510a-510e is carried out in part at least or only from the upper face of the pad 1000a-1000e.
  • this upper face is formed either by the crystalline section 300a-300b, or by the section formed by the priming layer 400a-400b, or by the section formed by the buffer layer. This allows in particular to quickly obtain crystallites of significant thickness.
  • the upper faces of the buffer layer 400 and of the priming layer 500 that is to say the faces facing the nitride layer 550 which it is desired to grow, have polarities of Gallium type (Ga), and not nitrogen (N), which greatly facilitates obtaining a layer of high quality epitaxial nitride 550.
  • Ga Gallium type
  • N nitrogen
  • plots 1000a-1000e are formed from the stack. These pads are obtained by etching the stack into the creep layer 200.
  • These studs 1000a-1000e are of small dimensions and can be called nanoplots.
  • the maximum dimension of the section of the pads is between a few tens and a few hundred nanometers, more precisely between 10 and 500 nanometers and preferably 100 nm.
  • This maximum dimension of the section of the studs is referenced pi pi in FIG. 1c. If the studs are of circular sections, this maximum dimension of pi0t corresponds to the diameter of the studs. If the studs are of hexagonal section, this maximum dimension of pi0t corresponds to the diagonal or the diameter of the circle passing through the angles of the hexagon.
  • the sections have a height e220 and two adjacent pads are distant by a distance D, such that:
  • e220 / D ⁇ 1 e220 / D ⁇ 1, and preferably e220 / D ⁇ 1.5.
  • the studs have a height H pi0t and two adjacent studs are distant by a distance D, such that:
  • H piot / D ⁇ 2 and preferably H pi0t / D ⁇ 1.5.
  • the distance D is the height H pi0t are referenced in Figure 1d.
  • the pads are etched through the entire priming layer 500, the entire buffer layer 400 (when they are present), the entire crystalline layer 300.
  • a portion 220 of the layer creep 200 is etched.
  • This embodiment has the advantage of avoiding that during epitaxy the nitride layer 550 develops on the creep sections 220. This selectivity of the epitaxy occurs particularly when the nitride layer 550 is grown. by epitaxy is GaN and the creep sections are SiO 2. On the contrary, if, with these same materials, the creep layer 200 is etched throughout its thickness, then during epitaxy, the nitride layer is develops from the upper face of the substrate 100, usually formed of silicon. This situation is obviously not desirable
  • the thickness e220 etched, and thus forming the height of the creep section 220 is equal to half the thickness of the creep layer 200. This makes it possible to have a very good reorientation of the crystallites during the formation of grain boundaries.
  • Figure 1d illustrates the formation of 510a-510e crystallites by epitaxial growth from priming layer 500 (or the upper face of crystalline layer 300 when layers 400 and 500 are absent).
  • the pads 1000a-1000e each comprise a crystallite 510a-510e carried by a stack of sections 400a-400e, 300a-300e, 220a-220e.
  • the sections extend in the main direction of extension of the stud, that is to say vertically in FIGS. 1a to 1e.
  • the sections form discs if the section of the studs is mainly circular. If the section of the studs 1000a-1000e is polygonal, for example hexagonal, the sections then form cylinders of hexagonal section. Preferably, the sections are full.
  • the section of the pads is taken along a plane parallel to the planes in which the creep layer 220 and the crystalline layer 300 extend mainly. Thus, this section is taken along a plane perpendicular to the plane of the sheet comprising Figures 1a to 1 e and in a plane parallel to the plane of the sheet comprising Figures 2a and 2b.
  • Crystallites 510a-510e develop to coalesce and form a layer 550 as illustrated in Figure 1 e.
  • the layer 550 extends between several pads. It is continuous.
  • This growth of crystallites 510a-510e does not extend downwards. Moreover, this growth is selective in that it does not take place on the creep layer 200, typically made of an oxide. In this sense, the growth of the crystallites 510a-510e is carried out according to the principle of penteo-epitaxy.
  • the pads 1000a-1000e after epitaxial formation of the buffer layer 400 and the priming layer 500 (when these layers are present). Indeed, if one of these layers 400, 500 was deposited after etching, it would be formed in part at least between the studs 1000a-1000e on the upper face of the creep layer 200. In the case where the nitride layer 550 is GaN, that the creep layer 200 is SiO 2, then, at the epitaxial deposition temperature, the epitaxial growth of the layer 550 would not selectively take place but would instead also take place between the studs 1000a. 1000th, which of course is not desirable.
  • the temperature T epitaxy which epitaxy is carried out is greater than or of the order of the glass tran sition temperature T of the glass transition flow layer 200.
  • the sections creep 220a-220e are brought to a temperature that allows them to deform
  • the seal 560 formed at their interface usually designated joint of grains or coalescing joint, will form without dislocation to make up for these disorientations.
  • the deformation of creep sections 220a-220e thus makes it possible to make up for these disorientations.
  • the disorientation of the two crystallites 510a-510b may result from a misalignment in the plane (that is to say around axes contained in the plane of FIGS. 1a-1e). we are talking about a twist.
  • FIG. 2a which shows a top view of the crystallites 510a-510b, illustrates this type of misalignment with the presence of an angle ⁇ between the crystallites.
  • This FIG. 2a schematically illustrates that, with conventional methods, the seal 560 formed during coalescence gives rise to dislocations 561 to make up for misalignments.
  • FIG. 2b very schematically illustrates the formation of the coalescence seal 560 by implementing the method according to the invention.
  • This FIG. 2b shows the torsional deformation 570a, 570b of the creep sections 220a, 220b making it possible to form a coalescence joint 560 without dislocation.
  • the catching up of this deformation by the creep sections 220a-220b leads to a twisting of the creep sections 220a-220b around their main axis. Each section rotates in an opposite direction as shown in the right view of Figure 2b.
  • the defect of orientation of the two crystallites may also result from a misalignment out of the plane (that is to say about axes perpendicular to the plane of FIGS. 1a-1e). we are talking about tilt. In this case, the catching of this deformation by the creep sections 220a-220e leads to an inclination of the pads.
  • FIG. 3a illustrates, by the angle b, the defect of angular orientation between the crystalline planes of the crystallites 510a and 510b before coalescence.
  • FIG. 3b very schematically illustrates the deformation of the creep section 220 making it possible to form a coalescence joint 560 without dislocation. It has been assumed in this scheme that the disorientation is distributed equally between the two crystallites 510a and 510b, ie, b 12. The scheme is also applicable in the case where the crystalline disorientations are different in angle in the two adjacent crystallites and whose sum is equal to b.
  • Figures 2 and 3 are not intended to give a visual representation close to reality concerning the deformation of creep sections. These figures are intended to give a schematic representation to easily understand the operating principle of the invention. The following paragraphs are intended to provide additional explanations and clarifications regarding the operating principle of the invention.
  • This torsion torque will be all the more important as the ratio between 1000a-1000e stud size and crystallite size is small. If the deformation of the studs 1000a-1000e is easy, the coalescence seal 560 then simply becomes an internal surface for which the "perfect" atomic bonds will be formed. Energetically speaking, this will only be possible if the energy released at coalescence by forming an "internal surface" is greater than the energy that must be spent for the 1000a-1000e pads themselves to deform to absorb initial disorientations between adjacent crystallites 510a-510b. The fact that the underlying pad is a SiO 2 pedestal is favorable since the SiO 2 flucts at the growth temperature.
  • SiO 2 is a material that is indeed well suited for this process, but this does not preclude the use of other materials, such as glasses that can flow at equivalent or lower temperatures, such as borosilicate glasses or borophosphosilicate glasses. (BPSG), also used for the manufacture of SOI.
  • BPSG borophosphosilicate glasses
  • the energy released at coalescence can be expressed as the difference between the cohesion energy internal and surface energies of the two surfaces that will be brought into contact.
  • the surface energy values are of the order of 0.1 to 0.2 eV / Angstrom 2 (this can be referred to the following publication: CE Dreyer, A. Janotti, and CG van de Walle "Absolute surface energies of polar and nonpolar planes of GaN ", PHYSICAL REVIEW B 89, 081305 (R) 2014).
  • the cohesion energies are in the order of 1 1 eV (Ga-N bond).
  • the silicon oxide has a visco-plastic behavior with a viscosity that depends on both the temperature and the mechanical stress experienced by the material.
  • the viscosity of the SiO 2 decreases, as does any material having a glass transition. Above a certain stress, the viscosity of the SiO 2 also decreases as the mechanical stress increases. In other words, unlike a conventional fluid in which the plastic strain rate is proportional to the shear stresses (viscosity independent of the stress), beyond a threshold value called the breaking stress, the strain rate of the Si02 increases exponentially with the constraint.
  • the breaking stress of the SiO 2 is of the order of 500 MPa: at this temperature, the viscosity of the SiO 2 is therefore independent of the stress up to 500 MPa constraints. Beyond this, the viscosity drops by several orders of magnitude and a very fast plastic deformation then leaves a residual stress close to the breaking stress. This residual stress then decreases much more slowly by conventional creep (several minutes to several hours).
  • the GaN crystallites 510 disoriented to each other by an average of 1 to 6 °.
  • the interatomic forces acting between the crystallites are the Van der Waals forces which are attractive at very short range. This results in the existence of a torque applied to the point of contact to align them.
  • the rupture stress of 500 MPa is reached in the creep section 220a-220e under the studs 1000a-1000e. Creep becomes then almost instantaneous in the oxide and the rotation torque required for rotation is constant during the end of the alignment phase.
  • the energy released by contacting the two surfaces, of the order of 10 E -1 1 to 10 E- 13 Joules is therefore very much greater than the mechanical energy of deformation of 1000a-1000e pads underlying. This energy is also several orders of magnitude lower than would have been necessary to align pads built on bulk silicon or to align pads formed by a material having no glass transition phase around the temperature epitaxial growth of crystallites 510.
  • the sufficiently small size of the support pad 1000a-1000b compared to the distance D between the pads makes it possible to create a constraint in the creep section that, for a given torque, is greater than the breaking stress.
  • the epitaxial epitaxial temperature T makes it possible to creep the creep section 220a-220b.
  • epitaxial growth at 600 ° C. in the context of molecular beam epitaxy
  • T epi t has xi e £ k2.
  • T fUSi0 n min, T fUSi0 n min being the lowest melting temperature among the melting temperatures of the sections forming the pad. It is mainly the crystalline section and the creep section.
  • k2 0.9. This makes it possible to avoid a diffusion of the species of the material whose melting point is the lowest.
  • Tf USi0 n min is equal to the melting temperature of silicon since the melting temperature of silicon is equal to 1440 ° and the melting temperature of SiO 2 is equal to 1970 ° C.
  • the height e 2 2o of the creep section is such that e220> 0.017 d piot .
  • the studs 1000a-1000e have a height H pi0t , and two adjacent studs 1000a-1000e are distant by a distance D, such that: H pi0t / D ⁇ 2 and preferably H rw / D ⁇ 1.
  • the step of forming the pads 1000a-1000e is performed so that cnstaiiite d / d piot 3 k3, d piot is the maximum dimension of the section of the outlet 1000a-1000e pad in a direction parallel to a principal plane in which extends the substrate 100.
  • d Crystallite corresponding to the dimension of the crystallite measured in the same direction as pi pi at the time of coalescence of the crystallites 510a-510e.
  • k3> 3 preferably 100> k3> 3.
  • This characteristic allows the creep sections to deform in order to withstand the mechanical stresses that arise when two adjacent crystallites begin to coalesce. Thus, this characteristic effectively contributes to reducing the defect density within the nitride layer that is ultimately obtained.
  • Figure 4 is a photograph taken with a scanning electron microscope (SEM). It makes it possible to see a stack successively comprising the substrate 100, the portion 210 of the non-etched creep layer, the creep section 220, the crystalline layer 300 and a crystallite 510, here of GaN.
  • This crystallite 510 is of pyramidal shape because of the lower growth rate of the semi-polar planes which form the facets of the pyramid.
  • the size of the pad is 100 nm.
  • pyramids are made on each of 1000a-1000e nano-pads using given growth conditions until the pyramids are adjacent.
  • these growth conditions are modified to induce lateral growth.
  • This two-stage growth procedure is described, for example, in the following publication: Shields and Al. 2011, Nanopende coalescence overgrowth of GaN on etched nanorod array Phys. Status Solidi C 8, No. 7-8, 2334-2336 (2011).
  • FIGS. 5a and 5b give examples of a layer 550 obtained according to this method for a matrix of 40x50 pads.
  • the size of the pads is 500 nm and their pitch is 1 ⁇ m.
  • This pad size makes it possible to very significantly reduce the number of dislocations appearing on the crystallite of a pad.
  • this stud size makes it possible to optimize the deformation and the transmission of the torque during coalescence.
  • the layer 550 has dissociated from the underlying substrate 100.
  • the delamination of the layer 550 that one wishes to obtain in the end is therefore particularly easy.
  • This automatic delamination can be complete or partial. It will be described in more detail later.
  • coalescence joints 560 are formed without dislocation and that no dislocation is present at the crystallites 510.
  • FIGS. 6a to 6c and 7a to 7c are photos representing matrices 580 of crystallites 510 of GaN forming pyramids and obtained after growth on the pads.
  • the pads were made by electron beam lithography (e-beam) from a stack comprising the following layers:
  • buffer layer 400 AIN
  • the pads have a diameter of 200 nm and are spaced apart by 1 ⁇ m. In the example illustrated in FIGS. 7a to 7c, the pads have a diameter of 500 nm and are spaced apart by 2 ⁇ m.
  • the summit of the crystallites 510 is flat on this example. This vertex is referenced 515 in the figures.
  • FIG. 8a is a transmission electron microscope (TEM) photo of a coalesced section of GaN crystals 510.
  • TEM transmission electron microscope
  • this cracking of the studs 1000a-1000e is due to the plastic deformation (under the effect of the torsional stresses of the studs 1000a-1000e) to the coalescence of the crystallites 510 and at the epitaxial growth temperature.
  • this decoupling of the epitaxial layer 550 relative to the substrate 100 during growth is a considerable advantage since no curvature of the plates thus formed is possible on cooling.
  • FIG. 8b confirms the absence of defects in coalescence between two crystals, for example of pyramidal form, using the cathodoluminescence technique.
  • This technique makes it possible to carry out a spatial mapping of the emission of photons by the material in question.
  • the panchromatic cathodoluminescence image in FIG. 8b shows that, to the variations of emission closely related to the extraction of light coming from the different facets (or edges), there is not at the connection between two crystals, non-radiative recombinations, which testifies to the absence of structural defects in the region of the coalescence joint.
  • the present invention provides a particularly effective solution for reducing the density of defects in an epitaxial nitride layer, in particular from studs etched in an SOI type stack.

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Abstract

Un objet de l'invention concerne un procédé d'obtention d' une couche de nitrure (N) (550) obtenue de préférence à partir d'au moins l'un parmi le gallium (Ga), l'indium (In) et l'aluminium (Al), le procédé comprenant les étapes suivantes: - fournir un empilement comprenant un substrat (100) et au moins les couches suivantes successivement disposées depuis le substrat (100): ■ une couche de fluage (220) présentant une température de transition vitreuse Transition vitreuse ■ une couche cristalline (300), - former des plots (1000a-1000e) par gravure de l'empilement manière à ce que chaque plot (1000a-1000e) comporte au moins : ■ un tronçon de fluage (220a, 220b) formé par une portion au moins de la couche de fluage (200), ■ un tronçon cristallin (300a, 300b) formé par la couche cristalline (300), - faire croître par épitaxie une cristallite (510a-510e) sur chacun des plots (1000a- 1000e) et poursuivre la croissance épitaxiale des cristallites (510a-510e) de manière à former ladite couche de nitrure (550). la croissance épitaxiale étant effectuée à une température Tépitaxie, telle que : Tépitaxie ≥k1. Transition vitreuse> avec k1=0.8

Description

« Procédé permettant d’obtention d’une couche de nitrure»
DOMAINE TECHNIQUE DE L’INVENTION
La présente invention concerne en général les techniques de croissance de couches de nitrure (N) obtenues à partir d’au moins un matériau pris parmi le gallium (Ga), l’indium (In) et l’aluminium (Al) sur une face d’une couche cristalline.
L’invention trouve notamment pour application avantageuse le domaine des diodes électroluminescentes (DEL) et des lasers.
ÉTAT DE LA TECHNIQUE
Les dispositifs optoélectroniques commerciaux modernes et en particulier les diodes électroluminescentes (DEL) et les lasers utilisent des matériaux semi-conducteurs comprenant un nitrure (N) obtenu à partir d’au moins un matériau pris parmi le gallium (Ga), l’indium (In) et l’aluminium (Al). Ce type de nitrure est classiquement obtenu par croissance épitaxiale à partir d’une couche cristalline. Un enjeu majeur consiste à minimiser la densité de défauts dans la couche de nitrure obtenue par épitaxie. En effet, les dispositifs électroluminescents de type LEDs et lasers sont très sensibles à la densité de défauts de structure tels que les dislocations. Ces défauts agissent comme des centres de recombinaison non radiatifs qui limitent l’efficacité d’émission. Les performances des dispositifs électroluminescents sont donc fortement dégradées lorsque la densité de défauts dans la couche de nitrure est importante.
Plusieurs raisons expliquent la présence de dislocations.
Une première raison est que la croissance épitaxiale de la couche de nitrure est réalisée sur des hétéro-substrats, c’est-à-dire sur des substrats dont le matériau et donc les paramètres de maille sont différents de ceux de la couche de nitrure que l’on veut épitaxier.
Une deuxième raison qui explique la présence de dislocations est que la croissance épitaxiale s’effectue de manière colonnaire. Ceci est lié principalement à la diffusivité faible des espèces en surface de l’hétéro-substrat pendant la croissance, ce qui se traduit par la formation de grains de taille réduite. Lors de la coalescence, ces grains se joignent en formant à leur interface, c’est-à-dire au niveau du joint de coalescence, des dislocations qui traversent ensuite toute la structure épitaxiée.
La façon la plus directe pour résoudre ces problèmes consiste à utiliser des substrats de même nature que les couches que l’on veut épitaxier (homo-substrats). Par exemple, dans le cas des matériaux nitrures qui couvrent les gammes d’émission allant de l’infrarouge à l’ultraviolet profond, on peut se servir de substrats de GaN pour faire croître par épitaxie des structures émettrices dans le bleu à base de GaN, ou des substrats d’AIN pour les structures émissives dans l’UV profond. L’épitaxie y est alors facile. En effet, la couche épitaxiée reproduit la structure du substrat sous-jacent sans qu’il y ait de grains et donc de joints de coalescence. On évite ainsi la présence de dislocations.
Cependant, ces substrats ne sont pas disponibles commercialement ou ne sont encore que de faibles dimensions, typiquement d’un diamètre inférieur à un pouce (2,5 cm), ce qui ne permet pas d’y découper des substrats de dimensions suffisantes pour les applications industrielles envisagées.
Les solutions envisagées à ce jour pour des applications industrielles reposent donc principalement sur l’utilisation d’hétéro-substrats.
Cependant lorsque l’on utilise des hétérosubstrats, de nombreuses dislocations sont générées dans les couches épitaxiées et ces défauts se propagent jusque dans les zones actives du dispositif. Une solution pour réduire la densité de dislocations consiste à recourir à des méthodes dites de « recroissance latérale » ou ELOG, acronyme de l’anglais « épitaxial latéral overgrowth ».
Le principe de cette méthode repose sur le fait qu’à un certain stade de la croissance épitaxiale, on procède au dépôt d’un masque présentant des ouvertures. Les germes de croissance croissent dans les ouvertures puis au-dessus du masque par recroissance latérale. La recroissance latérale se traduit par la courbure des dislocations issues des germes, ce qui évite donc leur propagation verticale. Ce type de procédé permet donc d’éliminer un grand nombre de dislocations par courbure, mais des dislocations sont aussi créées à la coalescence. En effet lorsque deux cristallites issues de deux ouvertures adjacentes se joignent au-dessus du masque, il se forme un joint de coalescence et la dislocation peut atteindre la surface.
En pratique, si on constate bien que les dislocations sous le masque sont effectivement bloquées, les dislocations qui arrivent à se propager au travers des ouvertures du masque se propagent dans la couche épitaxiée et peuvent atteindre la surface.
Bien sûr, la densité de dislocations traversantes issues de la coalescence est fortement réduite par rapport à ce qu’elle est dans le cas de la coalescence « naturelle », puisque les « grains » sont de dimensions plus importantes (typiquement de l’ordre de la période des ouvertures dans le masque). Mais ces dislocations sont distribuées de façon non uniforme, ce qui peut poser problème lors de la fabrication des dispositifs, puisque résultant de la formation de bandes de matériau non luminescent à l’aplomb de ces zones.
Une autre solution consiste à faire recroître par épitaxie du matériau sur des plots préexistants de ce matériau : il s’agit du procédé dit de pendeo-épitaxie qui permet de s’affranchir de la recroissance sur le masque. En revanche, les solutions connues de pendeo- épitaxie ne permettent pas d’éliminer voire de réduire significativement l’apparition de défauts générés par la coalescence de germes adjacents.
Il existe donc un besoin consistant à proposer une solution pour obtenir une couche de nitrure (N) obtenue à partir d’au moins l’un parmi le gallium (Ga), l’indium (In) et l’aluminium (Al) et présentant une densité de défauts significativement réduite.
Les autres objets, caractéristiques et avantages de la présente invention apparaîtront à l'examen de la description suivante et des dessins d'accompagnement. Il est entendu que d'autres avantages peuvent être incorporés.
RÉSUMÉ DE L'INVENTION
Selon un exemple de réalisation, la présente invention a pour objet un procédé d’obtention d’au moins une couche de nitrure (N) obtenue de préférence à partir d’au moins l’un parmi le gallium (Ga), l’indium (In) et l’aluminium (Al). Le procédé comprend les étapes suivantes:
- fournir un empilement comprenant un substrat et au moins les couches suivantes successivement disposées depuis le substrat :
■ une couche de fluage présentant une température de transition vitreuse Ttransition vitreuse
■ une couche cristalline,
- former des plots par gravure au moins de la couche cristalline et d’au moins une portion de la couche de fluage de manière à ce que chaque plot comporte au moins :
■ un tronçon de fluage formé par une portion au moins de la couche de fluage, ■ un tronçon cristallin formé par la couche cristalline et surmontant le tronçon de fluage ;
- faire croître par épitaxie une cristallite sur certains au moins desdits plots et poursuivre la croissance épitaxiale des cristallites au moins jusqu’à coalescence des cristallites portées par deux plots adjacents, de manière à former ladite couche de nitrure, la croissance épitaxiale étant effectuée à une température Tépitaxie, telle que :
"Tépitaxie— k1. Ttransition vitreuse OVeC k1— 0.8
Ainsi, lors de l’épitaxie, la portion du plot qui est formée par le tronçon de fluage atteint (ou dépasse) sa température de transition vitreuse ou une température très proche de cette dernière. Sous l’effort d’une contrainte mécanique, cette portion de plot peut ainsi se déformer. Ainsi lorsque deux cristallites entrent en contact et coalescent, les contraintes mécaniques générées par ce contact sont transférées aux plots et donc aux tronçons de fluage. Ce dernier se déforme, absorbant de ce fait une partie voire toutes les contraintes mécaniques. On peut ainsi réduire considérablement, voire éviter, l’apparition et la propagation de dislocations au niveau des joints de coalescence entre deux cristallites.
En particulier, si les cristallites sont désorientés les uns par rapport aux autres dans le plan dans lequel le substrat s’étend principalement (« twist ») ou hors plan (« tilt »), la désorientation entre cristallites résulte en la création d’un joint de grains à la coalescence. Ce joint de grains est fortement énergétique puisqu’il résulte de la superposition des champs de contrainte des défauts qui le composent. Si les cristallites poussent sur des plots qui peuvent se déformer, les cristallites adjacentes s’orientent dans le plan ou hors plan pour minimiser l’énergie élastique totale du système sans qu’il y ait formation de joints de grains.
L’invention permet ainsi d’obtenir des couches de nitrure (N) obtenue à partir d’au moins l’un parmi le gallium (Ga), l’indium (In) et l’aluminium (Al) présentant une densité de dislocations significativement réduite.
Par conséquent, le procédé selon l’invention apporte une solution particulièrement efficace au problème de la génération de défauts liés à la coalescence. Ce procédé, tout particulièrement lorsqu’il est appliqué à des cristallites réalisées sur substrat du type SOI (silicium sur isolant) et de dimensions nanométriques, résulte en une réduction très notable de la densité de défauts liés à la coalescence, permettant la réalisation de pseudo-substrats avec de très faibles densités de dislocations.
L’invention a également pour avantage de faciliter l’obtention de LEDs émettant dans la longueur d’onde du rouge. En effet, l’invention permet d’obtenir des couches de l’alliage GalnN présentant peu voire pas de défauts et contraintes, ce qui permettra d’incorporer plus d’indium et donc d’obtenir plus facilement des LEds rouges. Avant d’entamer une revue détaillée de modes de réalisation de l’invention, sont énoncées ci-après des caractéristiques optionnelles qui peuvent éventuellement être utilisées en association ou alternativement.
Selon un exemple de réalisation, en début de croissance épitaxiale, chaque cristallite est entièrement supportée par uniquement un plot. De préférence, lors de l’étape de croissance épitaxiale, une cristallite se développe sur chacun des plots.
Selon un exemple de réalisation, la couche de fluage est faite d’un matériau visqueux. Il présente une transition visco-plastique. De préférence ce matériau est pris parmi :
- un oxyde de silicium SixOy, x et y étant des entiers. De préférence, la couche de fluage est en Si02,
- un verre,
- un verre en borosilicate,
- un verre en borophosphosilicate (BPSG)
Selon un exemple de réalisation, k1 = 0.87 ou k1 = 0.9.
Selon un exemple particulièrement avantageux, k1 = 0.92. Ainsi, dans le cas où les tronçons de fluage sont formés en Si02, T épitaxie ³ 1 104°C, Ttransition vitreuse pour le Si02 étant égale à 1200°C.
Selon un exemple de réalisation encore plus préférentiel, k1 = 0.95. Selon un exemple de réalisation encore plus préférentiel, k1 = 1 , et de préférence k1 = 1 ,5.
Selon un exemple de réalisation, T épitaxie £ k2*TfUSi0n min, TfUSi0n min étant la température de fusion la plus faible parmi les températures de fusion des matériaux formant les tronçons du plot. Il s’agit principalement du tronçon cristallin et du tronçon de fluage.
Selon un exemple de réalisation, k2 = 0.9. Cela permet d’éviter une diffusion des espèces du matériau dont la température de fusion est la plus faible.
Ainsi, dans le cas où le plot est formé de tronçons de fluage en Si02 et de tronçons cristallins en silicium, T épitaxie £ 1296°C. En effet, TfUSi0n min est égale à la température de fusion du silicium puisque la température de fusion du silicium est égale à 1440° et la température de fusion du Si02 est égale à 1970°C.
De préférence, k2= 0.8.
Selon un exemple de réalisation, les plots comprennent au moins une couche tampon, en un matériau différent de celui de ladite couche de nitrure, surmontant la couche cristalline, et de préférence ladite couche de nitrure est une couche de nitrure de gallium (GaN) et la couche tampon est en nitrure d’aluminium (AIN).
Cela permet, lorsque ladite couche de nitrure est une couche de nitrure de gallium (GaN), d’éviter l’apparition du phénomène de melt back etching (gravure par refusion), généré par la très forte réactivité entre le gallium et le silicium. Selon un exemple de réalisation, la couche tampon est formée par dépôt par épitaxie au- dessus de la couche cristalline, avant l’étape de formation de la pluralité de plots par gravure.
Selon un exemple de réalisation l’empilement comprend, avant l’étape de croissance épitaxiale de ladite couche de nitrure, au moins ladite couche tampon.
Le fait de former la pluralité de plots par gravure après la formation de la couche tampon au-dessus de la couche cristalline, permet d’éviter que la couche tampon ne se dépose entre les plots, typiquement sur le fond de la couche de fluage ou ne se dépose sur les parois des tronçons formés par la couche cristalline, ce qui aurait été le cas si cette étape de formation de la couche tampon avait été réalisée après gravure de l’empilement pour former les plots. On évite ainsi la croissance épitaxiale de la couche de nitrure à partir de la couche de fluage. Naturellement, on observe cet avantage lorsque la croissance de la couche de nitrure déposée par épitaxie s’effectue de manière sélective. Cette croissance s’effectue en effet sur le matériau de la couche tampon mais ne s’effectue pas sur le matériau des tronçons de fluage. Tel est le cas lorsque ces derniers sont en Si02, la couche tampon est en AIN et la couche de nitrure déposée par épitaxie, par exemple selon une technique MOVPE (épitaxie en phase vapeur aux organométalliques), est du GaN. Ainsi ce dernier ne se dépose pas au pied des plots.
Selon un exemple de réalisation avec ou sans couche-tampon, ladite couche de nitrure est une couche de nitrure de gallium (GaN) et les plots comprennent, avant l’étape de croissance épitaxiale de ladite couche de nitrure, au moins une couche d’amorçage, surmontant ladite couche tampon et faite de nitrure de gallium (GaN).
Selon un exemple de réalisation, l’empilement comprend, avant ladite étape de formation des plots par gravure, au moins une couche d’amorçage, surmontant ladite couche cristalline, la couche d’amorçage étant faite du même matériau que ladite couche de nitrure.
Ainsi, dans un mode de réalisation dans lequel ladite couche de nitrure est du GaN, la couche d’amorçage est également en GaN.
Avantageusement, cette couche d’amorçage permet de faciliter la reprise de la croissance épitaxiale pour la formation des cristallites. Cette caractéristique est d’autant plus avantageuse que la surface du sommet des plots est faible.
Ainsi, si le sommet du plot, c’est-à-dire la face supérieure du plot, découverte, est formé par le tronçon cristallin, alors on fait croître par épitaxie les cristallites directement au contact de la couche cristalline.
Ainsi, si le sommet du plot est formé par la couche d’amorçage, alors on fait croître par épitaxie les cristallites directement au contact de la couche d’amorçage.
Ainsi, si le sommet du plot est formé par la couche tampon, alors on fait croître par épitaxie les cristallites directement au contact de la couche tampon.
De préférence, la couche d’amorçage est disposée directement au contact de la face supérieure du tronçon cristallin.
Chaque plot présente une face supérieure et dans lequel la croissance par épitaxie des cristallites s’effectue en partie au moins et de préférence uniquement à partir de ladite face supérieure. De préférence, la couche tampon est disposée directement au contact de la face supérieure du tronçon cristallin ou au contact de la face supérieure du tronçon formé par la couche amorçage.
Selon un exemple, au moins l’une parmi la couche tampon et la couche d’amorçage conserve une épaisseur constante au cours de l’étape de croissance par épitaxie.
Selon un exemple de réalisation, fournir ledit empilement revient à fournir un substrat élaboré de type silicium sur isolant (SOI) comprenant un substrat de base surmonté successivement d’une couche d’oxyde formant ladite couche de fluage et d’une couche semi- conductrice formant ladite couche cristalline.
Selon un exemple de réalisation, la hauteur e22o que le tronçon de fluage doit présenter est telle que e220 > 0.017 * dpi0t, dpi0t étant le diamètre du plot ou plus généralement la distance bord à bord du plot prise, au niveau du tronçon de fluage et dans une direction parallèle au plan principal dans lequel s’étend le substrat, par exemple selon l’horizontale sur les figures 1c à 1e De préférence, e220 > 0.05 * dpi0t. De préférence, e220 > 0.1 * dpi0t. De préférence, e220
³ 1 * dplot-
Ces valeurs, permettent d’obtenir une déformation suffisante pour réduire les contraintes au niveau du joint de grain. Selon un exemple, dcristaiiite / dpi0t > k3, dpi0t étant le diamètre du plot ou plus généralement la distance bord à bord du plot prise, c’est-à-dire la dimension maximale du plot quelle que soit la forme de sa section, au niveau du tronçon de fluage et dans une direction parallèle au plan principal dans lequel s’étend le substrat, par exemple selon l’horizontale sur les figures 1c à 1e. dcristaiiite correspond à la dimension de la cristallite mesurée selon la même direction que dpi0t. On notera que dcristaiiite correspond au pas entre deux plots. Ainsi, comme illustré sur la figure 1c à 1e, au moment de la coalescence dcristaiiite = D+dpiot.
Des résultats particulièrement efficaces ont été obtenus pour k3 = 3. Selon un exemple 100> k3 > 3. De préférence, 50> k3 > 3. De préférence, 5> k3 > 3.
Cette caractéristique permet aux tronçons de fluage de se déformer pour encaisser de manière particulièrement efficace les contraintes mécaniques qui naissent lorsque deux cristallites adjacentes commencent à coalescer. Ainsi, cette caractéristique contribue efficacement à réduire la densité de défauts au sein de la couche de nitrure que l’on obtient au final.
Selon un exemple de réalisation, les tronçons présentent une hauteur e220 et deux plots adjacents sont distants d’une distance D, telle que :
e220 / D <1 , et de préférence e220 / D <1.5. De préférence e220 / D <2.
Selon un exemple de réalisation, les plots présentent une hauteur Hpi0t et deux plots adjacents sont distants d’une distance D, telle que :
Hpiot/ D <2 , et de préférence Hpi0t/ D <1.5. De préférence Hpi0t / D <1. La distance D et la hauteur Hpi0t sont référencées en figure 1d. Selon un exemple de réalisation, la hauteur Hrw correspond uniquement à l’épaisseur du tronçon de fluage et à l’épaisseur du tronçon cristallin. Selon un exemple de réalisation, la couche cristalline est à base de silicium. De préférence la couche cristalline est en silicium. La couche cristalline peut être aussi à base de matériaux autres que Si et qui permettent l’épitaxie de matériaux nitrures. Par exemple, la couche cristalline peut être à base de SiC ou de Al203. Ces matériaux sont en outre utilisables sous la forme de SiCOI (SiC on Insulator, c’est-à-dire de SiC sur isolant) ou de SOS (silicium sur saphir).
Selon un exemple de réalisation la couche cristalline est une couche mono-cristalline.
Selon un exemple de réalisation, la couche de fluage est au contact direct avec le substrat. La couche de fluage est au contact direct de la couche cristalline. Selon un exemple de réalisation, la couche de nitrure que l’on réalise par coalescence de cristallites est au contact direct de la couche cristalline. Selon un autre mode de réalisation, on prévoit au moins une couche intermédiaire entre la couche cristalline et la couche de nitrure que l’on réalise par coalescence de cristallites. Cette couche intermédiaire forme typiquement la couche tampon.
Ainsi, la couche de fluage et la couche cristalline sont différentes. La couche de fluage présente une température de transition vitreuse. Elle est donc faite d’un matériau à transition vitreuse et présente le comportement des matériaux à transition vitreuse. Ainsi, la couche de fluage n’est pas cristalline. Elle est faite d’un matériau visqueux ou vitreux, par exemple d’un oxyde. La couche de fluage et la couche cristalline ne sont pas faites du même matériau.
Selon un exemple de réalisation, la couche de fluage présente une épaisseur e220 inférieure à 500nm (109 mètres). Elle est de préférence comprise entre 50 nm et 500 nm et de préférence entre 100 nm et 150 nm.
Selon un exemple de réalisation, la couche cristalline présente une épaisseur comprise entre 2 nm (109 mètres) et 10 pm (106 mètres) et de préférence entre 5nm et 500 nm et de préférence entre 10 nm et 50nm.
Selon un exemple de réalisation, on fait croître par épitaxie une cristallite sur tous lesdits plots.
Selon un exemple de réalisation, le rapport V/lll des flux dans le réacteur de dépôt par épitaxie (les flux étant par exemple mesurés en sccm) dudit matériau comprenant du nitrure (N) et au moins l’un parmi le gallium (Ga), l’Indium (In) et l’aluminium (Al) est compris entre 100 et 2000.
Selon un exemple de réalisation, le rapport V/lll des flux du matériau formant ladite couche de nitrure (N) et au moins l’un parmi le gallium (Ga), l’Indium (In) et l’aluminium (Al) est compris entre 300 et 500 et de préférence entre 380 et 420. Selon un exemple de réalisation, la couche de nitrure est en nitrure de gallium (GaN). Selon un autre mode de réalisation, la couche de nitrure est à base de nitrure de gallium (GaN) et comprend en outre de l’aluminium (Al) et/ou de l’indium (In).
Selon un autre mode de réalisation, le matériau formant ladite couche de nitrure (N) est l’un quelconque parmi : le nitrure de gallium (GaN), le nitrure d’indium (InN), le nitrure d’aluminium (AIN), le nitrure d’aluminium gallium (AIGaN), le nitrure d’indium gallium (InGaN), le nitrure d’aluminium gallium indium (AIGalnN), le nitrure d’aluminium indium (AlInN), le nitrure d’aluminium indium Gallium (AlInGaN).
Selon un autre mode de réalisation, la présente invention a pour objet un dispositif microélectronique comprenant un substrat surmonté d’une pluralité de plots, chaque plot comprenant au moins :
- un tronçon de fluage, présentant une température de transition vitreuse Ttransition vitreuse
- un tronçon formé d’un matériau cristallin.
Le dispositif comprend également une couche de nitrure (N) obtenue à partir d’au moins l’un parmi le gallium (Ga), l’indium (In) et l’aluminium (Al), ladite couche étant entièrement supportée par les plots.
Le matériau du tronçon de fluage et le matériau de ladite couche de nitrure sont choisis de manière à ce que:
Tépitaxie — k1. T, transition vitreuse: avec k1 =0.8,
Tépitaxie étant la température minimale permettant la formation par épitaxie de la couche de nitrure.
Selon un exemple particulièrement avantageux, k1 = 0.92. Selon un exemple de réalisation encore plus préférentiel, k1 = 0.95. Selon un exemple de réalisation encore plus préférentiel, k1 = 1 , et de préférence k1 = 1 ,5.
Selon un exemple particulièrement avantageux, l’étape de croissance par épitaxie de la couche de nitrure comprend :
- une première étape utilisant des premières conditions de croissance choisies de sorte à réaliser par épitaxie des pyramides sur chacun des plots et jusqu’à ce que les pyramides se jouxtent ;
- une deuxième étape, utilisant des deuxièmes conditions de croissance choisies de sorte à induire une croissance latérale afin d’assurer la coalescence des pyramides.
Les conditions de croissance comprennent des paramètres notamment relatifs à la pression, la température et le rapport des espèces chimiques utilisées pour la croissance. Selon un exemple, la couche cristalline n’est pas contrainte. Son paramètre de maille étant égal à son paramètre de maille nominal, c’est-à-dire à son paramètre de maille à l’état naturel.
Selon un autre mode de réalisation, la présente invention a pour objet une diode électroluminescente (LED) comprenant au moins un dispositif microélectronique selon l’invention.
Par dispositif microélectronique, on entend tout type de dispositif réalisé avec des moyens de la microélectronique. Ces dispositifs englobent notamment en plus des dispositifs à finalité purement électronique, des dispositifs micromécaniques ou électromécaniques (MEMS, NEMS...) ainsi que des dispositifs optiques ou optoélectroniques (MOEMS...)
BRÈVE DESCRIPTION DES FIGURES
Les buts, objets, ainsi que les caractéristiques et avantages de l’invention ressortiront mieux de la description détaillée de modes de réalisation de cette dernière qui est illustré par les dessins d’accompagnement suivants dans lesquels :
La FIGURE 1 , composée des FIGURES 1a à 1e, illustre des étapes d’un exemple de procédé selon la présente invention.
La FIGURE 2a illustre de manière schématique, en vue du dessus, la coalescence de deux cristallites dans le cadre d’un procédé classique de pendeo-épitaxie.
La FIGURE 2b illustre de manière schématique, en vue du dessus, la coalescence de deux cristallites dans le cadre d’un exemple de procédé selon la présente invention.
La FIGURE 3, composée des FIGURES 3a et 3b illustrent de manière schématique, en vue de côté, la coalescence de deux cristallites dans le cadre d’un exemple de procédé selon la présente invention.
La FIGURE 4 est une photo illustrant un plot surmonté d’une cristallite, obtenue par mise en œuvre d’un exemple de procédé selon la présente invention.
La FIGURE 5 est composée des figures 5a et 5b qui sont des photos montrant une couche obtenue par épitaxie après mise en œuvre du procédé selon la présente invention.
La FIGURE 6 est composée des figures 6a à 6c qui sont des photos illustrant le résultat de la mise en œuvre d’un exemple de procédé selon la présente invention.
La FIGURE 7 est composée des figures 7a à 7c qui sont des photos illustrant le résultat de la mise en œuvre d’un exemple de procédé selon la présente invention.
La FIGURE 8 est composée des figures 8a à 8b qui sont des photos illustrant respectivement, en vue de côté en coupe et en vue du dessus, le résultat de la mise en œuvre d’un exemple de procédé selon la présente invention.
Les figures sont données à titre d’exemples et ne sont pas limitatives de l’invention. Elles sont des représentations schématiques de principe destinées à faciliter la compréhension de l’invention et ne sont donc pas nécessairement à la même échelle que les applications pratiques. En particulier, les épaisseurs relatives des différentes couches, tronçons et cristallites ne sont pas représentatives de la réalité.
DESCRIPTION DÉTAILLÉE DE L'INVENTION
Il est précisé que dans le cadre de la présente invention, les termes « sur », « surmonte », « recouvre » ou « sous-jacent » ou leurs équivalents ne signifient pas « au contact de ». Ainsi par exemple, « le dépôt d’une première couche sur une deuxième couche » ne signifie pas obligatoirement que les deux couches sont directement au contact l’une de l’autre mais cela signifie que la première couche recouvre au moins partiellement la deuxième couche en étant soit directement à son contact soit en étant séparée d’elle par au moins une autre couche ou au moins un autre élément y compris de l’air.
Dans la description qui suit, l’épaisseur ou la hauteur est prise selon une direction perpendiculaire aux faces principales des différentes couches. Sur les figures, l’épaisseur ou la hauteur est prise selon la verticale.
De même lorsqu’on indique qu’un élément est situé au droit d’un autre élément, cela signifie que ces deux éléments sont situés tous deux sur une même ligne perpendiculaire au plan principal du substrat, soit sur une même ligne orientée verticalement sur les figures.
On entend par une couche, « à base » d’un matériau A, une couche comprenant ce matériau A uniquement ou comprenant ce matériau A et éventuellement d’autres matériaux, par exemple des éléments dopants
Dans la suite de la description, les termes cristaux et cristallites seront considérés comme équivalents.
Le principe général du procédé selon l’invention va maintenant être décrit en référence aux figures 1a à 1e.
Comme illustré en figure 1a, on fournit un empilement comprenant au moins un substrat 100, surmonté successivement d’une couche de fluage 200 et d’une couche cristalline de 300. Ainsi la couche de fluage 200 est disposée entre le substrat 100 et la couche cristalline de 300.
Selon un exemple de réalisation le substrat 100 est à base de silicium, amorphe ou cristallin. Il assure la tenue mécanique de l’empilement.
La couche cristalline 300 présente une face inférieure en regard de la couche de fluage 200 et une face supérieure dont la fonction est de servir de couche de base pour faire croître par épitaxie la couche de nitrure que l’on souhaite obtenir au final. Par exemple, la couche que l’on souhaite obtenir au final est une couche 550 de nitrure de gallium GaN. Selon un exemple de réalisation, la couche cristalline 300 est à base de silicium monocristallin.
De préférence, la couche de fluage 200 est faite d’un matériau visqueux. Elle est faite d’un matériau amorphe tel qu’un oxyde, de préférence un oxyde de silicium SixOy, tel que le Si02. Le rôle de cette couche sera explicité dans la suite de la description.
La couche de fluage 200, présente une température de transition vitreuse. Elle présente donc une transition vitreuse et présente le comportement des matériaux à transition vitreuse. Comme tous les matériaux présentant une température de transition vitreuse, la couche de fluage 200 sous l’effet d’une élévation de température, se déforme sans rompre et sans reprendre sa position initiale après une baisse de température. Au contraire, la couche cristalline 300 ne présente naturellement pas de transition vitreuse. Lorsqu’un seuil de température est atteint, la couche cristalline se déforme, puis se disloque et peut rompre.
De manière avantageuse mais non limitative, cet empilement constitue un substrat de type semi-conducteur sur isolant, de préférence silicium sur isolant (SOI). Dans ce cas, la couche de fluage 200 est formée par la couche d’oxyde enterré (BOX) du substrat SOI.
Selon un exemple de réalisation avantageux illustré en figure 1 b, on dépose, par épitaxie sur la face supérieure de la couche cristalline 300, une couche tampon 400. Lorsque la couche 550 que l’on souhaite obtenir au final est une couche de GaN et que la couche cristalline 300 est une couche à base de silicium, cette couche tampon 400 est typiquement en nitrure d’aluminium (AIN). Cela permet d’éviter le phénomène dit de «Melt-back etching» (gravure par refusion), généré par la très forte réactivité entre le silicium et le gallium aux températures usuelles d’épitaxie (1000/1 100°C) et qui conduit à dégrader très fortement la couche de GaN.
Typiquement, l’épaisseur de la couche d’AIN est comprise entre 50 et 200 nanomètres (10 9 mètres).
Par conséquent, la couche de fluage 200 et la couche cristalline 300 sont différentes. La couche de fluage 200 n’est pas cristalline.
Comme illustré en figure 1 b, on peut également déposer par épitaxie, sur la face supérieure de la couche tampon 400, une couche d’amorçage 500. Cette couche d’amorçage 500 a pour fonction de faciliter la reprise de croissance des cristallites 510 lors des étapes suivantes. Dans ce cas, c’est à partir d’une face supérieure de la couche d’amorçage 500 que se produit en partie au moins la croissance par épitaxie de la cristallite (510a-510e). Cette couche d’amorçage 500 est de préférence réalisée dans le même matériau que la couche 550 que l’on souhaite obtenir au final. Typiquement, lorsque la couche que l’on souhaite obtenir au final est une couche 550 de nitrure de gallium GaN, la couche d’amorçage 500 est également en GaN. Elle présente typiquement une épaisseur comprise entre 50 et 200 nanomètres.
On notera que les couches 400 et 500 sont uniquement optionnelles.
Selon des modes de réalisation non illustrés en figure 1 , on pourra prévoir uniquement la couche tampon 400 ou uniquement la couche d’amorçage 500, ou encore aucune de ces deux couches 400 et 500.
Quel que soit le mode de réalisation retenu, c’est-à-dire avec ou sans couche d’amorçage 400 et avec ou sans couche tampon 500, la croissance par épitaxie de la cristallite 510a-510e, s’effectue en partie au moins ou uniquement à partir de la face supérieure du plot 1000a-1000e. Ainsi, cette face supérieure est formée soit par le tronçon cristallin 300a-300b, soit par le tronçon formé par la couche d’amorçage 400a-400b, soit par le tronçon formé par la couche tampon. Cela permet notamment d’obtenir rapidement des cristallites d’épaisseur importante.
On remarquera que les faces supérieures de la couche tampon 400 et de la couche d’amorçage 500, c’est-à-dire les faces tournées au regard de la couche de nitrure 550 que l’on souhaite faire croître, présentent des polarités de type Gallium (Ga), et non pas azote (N), ce qui facilite considérablement l’obtention d’une couche de nitrure 550 épitaxiée de grande qualité.
Comme illustré en figure 1c, on forme des plots 1000a-1000e à partir de l’empilement. Ces plots sont obtenus par gravure de l’empilement jusque dans la couche de fluage 200.
Pour former les plots par gravure, on pourra recourir aux nombreuses techniques de gravure connues de l’homme du métier. On pourra notamment utiliser les techniques classiques de lithographie, telles que les techniques de photolithographie comprenant la formation d’un masque, par exemple en résine, puis le transfert des motifs du masque dans l’empilement. On pourra également recourir aux techniques de lithographie par faisceau d’électrons (e-beam) ou aux techniques d’impression nanométrique.
Ces plots 1000a-1000e sont de faibles dimensions et peuvent être qualifiés de nanoplots. Typiquement, la dimension maximale de la section des plots est comprise entre quelques dizaines et quelques centaines de nanomètres, plus précisément entre 10 et 500 nanomètres et de préférence 100 nm. Cette dimension maximale de la section des plots est référencée dpi0t en figure 1 c. Si les plots sont de sections circulaires, cette dimension maximale dpi0t correspond au diamètre des plots. Si les plots sont de section hexagonale, cette dimension maximale dpi0t correspond à la diagonale ou au diamètre du cercle passant par les angles de l’hexagone.
Selon un exemple de réalisation, les tronçons présentent une hauteur e220 et deux plots adjacents sont distants d’une distance D, telle que :
e220 / D <1 , et de préférence e220 / D <1.5. De préférence e220 / D <2.
Selon un exemple de réalisation, les plots présentent une hauteur Hpi0t et deux plots adjacents sont distants d’une distance D, telle que :
Hpiot / D <2 , et de préférence Hpi0t/ D <1.5. De préférence Hpi0t/ D < 1.
La distance D est la hauteur Hpi0t sont référencées en figure 1d.
Comme illustré en figure 1c, les plots sont gravés à travers toute la couche d’amorçage 500, toute la couche tampon 400 (lorsque ces dernières sont présentes), toute la couche cristalline 300. De préférence, seule une portion 220 de la couche de fluage 200 est gravée. Ce mode de réalisation présente pour avantage d’éviter que lors de l’épitaxie la couche de nitrure 550 se développe sur les tronçons de fluage 220. Cette sélectivité de l’épitaxie se rencontre notamment lorsque la couche nitrure 550 que l’on fait croître par épitaxie est du GaN et que les tronçons de fluage sont en Si02. Au contraire, si, avec ces mêmes matériaux, la couche de fluage 200 est gravée sur toute son épaisseur, alors lors de épitaxie, la couche nitrure se développe à partir de la face supérieure du substrat 100, habituellement formée de silicium. Cette situation n’est évidemment pas souhaitable
Par ailleurs, il a été observé que le fait de conserver une portion 210 non gravée de la couche de fluage 200 permet de faciliter le fluage du tronçon 220, en particulier lorsque les cristallites sont désorientés en twist, c’est-à-dire dans le plan de la couche nitrure 550 que l’on souhaite obtenir.
De manière préférée, l’épaisseur e220 gravée, et formant donc la hauteur du tronçon de fluage 220, est égale à la moitié de l’épaisseur de la couche fluage 200. Cela permet d’avoir une très bonne réorientation des cristallites lors de la formation de joints de grains.
La figure 1d illustre la formation de cristallites 510a-510e par croissance épitaxiale à partir de la couche d’amorçage 500 (ou de la face supérieure de la couche cristalline 300 lorsque les couches 400 et 500 sont absentes).
Comme illustré sur cette figureld, les plots 1000a-1000e comprennent chacun une cristallite 510a-510e portée par un empilement de tronçons 400a-400e, 300a-300e, 220a-220e. Les tronçons s’étendent selon la direction principale d’extension du plot, c’est-à-dire verticalement sur les figures 1a à 1 e.
Les tronçons forment des disques si la section des plots est principalement circulaire. Si la section des plots 1000a-1000e est polygonale, par exemple hexagonale, les tronçons forment alors des cylindres de section hexagonale. De préférence, les tronçons sont pleins. Autrement dit et comme clairement illustré sur les figures, la section des plots est prise selon un plan parallèle aux plans dans lesquels la couche fluage 220 et la couche cristalline 300 s’étendent principalement. Ainsi, cette section est prise selon un plan perpendiculaire au plan de la feuille comprenant les figures 1a à 1 e et selon un plan parallèle au plan de la feuille comprenant les figures 2a et 2b.
La croissance se poursuit et s’étend latéralement. Les cristallites 510a-510e se développent jusqu’à coalescer et former une couche 550 comme illustré en figure 1 e.
Autrement dit, et comme cela ressort clairement des figures, la couche 550 s’étend entre plusieurs plots. Elle est continue.
Cette croissance des cristallites 510a-510e ne s’étend pas vers le bas. Par ailleurs, cette croissance est sélective en ce qu’elle n’a pas lieu sur la couche de fluage 200 typiquement faite d’un oxyde. En ce sens, la croissance des cristallites 510a-510e s’effectue selon le principe de pendeo-épitaxie.
On notera qu’il est particulièrement avantageux de graver les plots 1000a-1000e après formation par épitaxie de la couche tampon 400 et de la couche d’amorçage 500 (lorsque ces couches sont présentes). En effet, si l’une de ces couches 400, 500 était déposée après gravure, elle se formerait en partie au moins entre les plots 1000a-1000e sur la face supérieure de la couche de fluage 200. Dans le cas où la couche nitrure 550 est du GaN, que la couche de fluage 200 est du Si02, alors, à la température du dépôt par épitaxie, la croissance épitaxiale de la couche 550 ne s’effectuerait pas de manière sélective mais aurait au contraire également lieu entre les plots 1000a-1000e, ce qui naturellement n’est pas souhaitable. De manière particulièrement avantageuse, la température T épitaxie à laquelle on effectue l’épitaxie est supérieure ou de l’ordre de la température Ttransition vitreuse de transition vitreuse de la couche de fluage 200. Ainsi, lors de l’épitaxie, les tronçons de fluage 220a-220e sont portés à une température qui leur permet de se déformer
Par conséquent, si les cristallites 510a-510b portées par deux plots 1000a-1000b adjacents sont désorientées l’une par rapport à l’autre, lors de la coalescence de ces deux cristallites, le joint 560 formé à leur interface, habituellement désigné joint de grains ou joint de coalescence, se formera sans dislocation pour rattraper ces désorientations. La déformation des tronçons de fluage 220a-220e permet ainsi de rattraper ces désorientations.
Comme illustré en figures 2a et 2b, la désorientation des deux cristallites 510a-510b peut résulter d’un défaut d’alignement dans le plan (c’est-à-dire autour d’axes contenus dans le plan des figures 1a-1e), on parle alors de twist.
La figure 2a, qui présente une vue du dessus des cristallites 510a-510b, illustre ce type de défaut d'alignement avec la présence d’un angle a entre les cristallites. Cette figure 2a illustre de manière schématique que, avec les procédés classiques, le joint 560 qui se forme lors de la coalescence donne naissance à des dislocations 561 pour rattraper les défauts d'alignement.
La figure 2b illustre de manière très schématique la formation du joint de coalescence 560 en mettant en œuvre le procédé selon l’invention. Cette figure 2b fait apparaître la déformation en torsion 570a, 570b des tronçons de fluage 220a, 220b permettant de former un joint de coalescence 560 sans dislocation. Dans ce cas, le rattrapage de cette déformation par les tronçons de fluage 220a-220b conduit à une torsion des tronçons de fluage 220a-220b autour de leur axe principal. Chaque tronçon tourne dans un sens opposé comme illustré sur la vue de droite de la figure 2b.
Comme illustré en figures 3a et 3b, le défaut d’orientation des deux cristallites peut également résulter d’un défaut d’alignement hors du plan (c’est-à-dire autour d’axes perpendiculaires au plan des figures 1a-1e), on parle alors de tilt. Dans ce cas, le rattrapage de cette déformation par les tronçons de fluage 220a-220e conduit à une inclinaison des plots.
La figure 3a illustre par l’angle b le défaut d’orientation angulaire entre les plans cristallins des cristallites 510a et 510b avant coalescence. La figure 3b illustre de manière très schématique la déformation du tronçon de fluage 220 permettant de former un joint de coalescence 560 sans dislocation. On a supposé dans ce schéma que la désorientation est répartie de façon égale entre les deux cristallites 510a et 510b, soit de b 12 . Le schéma est aussi applicable dans le cas où les désorientations cristallines sont différentes en angle dans les deux cristallites adjacentes et dont la somme est égale à b.
Les figures 2 et 3 n’ont pas pour objectif de donner une représentation visuelle proche de la réalité concernant la déformation des tronçons du fluage. Ces figures visent à donner une représentation schématique pour comprendre facilement le principe de fonctionnement de l’invention. Les paragraphes qui suivent visent à donner des explications et précisions additionnelles concernant le principe de fonctionnement de l’invention.
Modélisation et explication du principe de l’invention
Les paragraphes ci-dessous visent à expliquer de manière plus précise les phénomènes à l’origine de l’invention et qui permettent d’obtenir une couche épitaxiée sans ou avec très peu de dislocation.
Lorsque deux grains ou cristallites sont rigidement liés au substrat sur lesquels ils ont été déposés et sont légèrement désorientés l’un par rapport à l’autre, l’énergie de formation de leur joint de coalescence est élevée (on peut assez aisément en calculer l’énergie puisqu’il s’agit en première approximation d’un réseau de dislocations interfaciales. On pourra pour cela se référer à la publication suivante : J.P.Hirth et J. Lothe“Theory of dislocations”, John Wiley and sons (1982).
En revanche, si les cristallites 510 reposent sur des plots 1000a-1000e comme c’est le cas en pendeo-épitaxie, et que ces plots 1000a-1000e peuvent se déformer, par torsion (twist) ou inclinaison (tilt), la désorientation des cristallites 510 (par exemple de GaN) les unes par rapport aux autres est « transmise » aux plots portant ces cristallites 510. Dans le cas d’une simple torsion (twist), comme illustré en figure 2b, on peut modéliser le phénomène en disant que les forces attractives qui amènent les cristallites à effectuer une rotation pour se joindre et former une surface « interne » résultent en un couple de torsion au niveau des nano plots 1000a-1000e. Ce couple de torsion sera d’autant plus important que le rapport entre taille de plots 1000a-1000e et taille des cristallites est petit. Si la déformation des plots 1000a-1000e est facile, le joint de coalescence 560 se transforme alors simplement en une surface interne pour laquelle les liaisons atomiques « parfaites » seront formées. Energétiquement parlant, ceci ne sera possible que si l’énergie libérée à la coalescence par formation d’une « surface interne » est supérieure à l’énergie qu’il faut dépenser pour que les plots 1000a-1000e eux-mêmes se déforment pour absorber les désorientations initiales entre les cristallites 510a-510b adjacentes. Le fait que le plot sous-jacent soit un piédestal en Si02 est favorable puisque le Si02 flue à la température de croissance. Le Si02 est un matériau effectivement bien adapté pour ce procédé, mais ceci n’exclue pas l’utilisation de matériaux autres, tels que des verres qui peuvent fluer à des températures équivalentes ou plus basses, comme les verres en borosilicates ou les verres en borophosphosilicates (BPSG), utilisés également pour la fabrication du SOI.
Dans le cas des cristallites de GaN de forme hypothétiquement cubique et de 500 nm de côté, portées par des plots de section circulaire de diamètre 100 nm, l’énergie libérée à la coalescence peut s’exprimer comme la différence entre l’énergie de cohésion interne et les énergies de surface des deux surfaces qui seront mises en contact. Les valeurs d’énergie de surface sont de l’ordre de 0.1 à 0.2 eV/Angstrom2 (on pourra pour cela se référer à la publication suivante : C. E. Dreyer, A. Janotti, and C. G. Van de Walle “Absolute surface energies of polar and nonpolar planes of GaN”, PHYSICAL REVIEW B 89, 081305(R) 2014). Les énergies de cohésion sont quant à elles de l’ordre de 1 1 eV (liaison Ga-N).
En première approximation, en partant d’une surface hexagonale (type 0001 ) on obtient une valeur de 36 eV par maille (trois liaisons Ga-N par maille), soit, pour la maille hexagonale considérée (surface 26 A2), une énergie de cohésion rapportée à la surface de 1.35eV / Angstrom2. Nous avons simplifié l’approche en considérant des surfaces à mettre en contact de type c (0001 ), mais les corrections liées à l’orientation cristalline de ces surfaces (nombre de liaisons par maille et énergies de surface) sont du deuxième ordre et ne modifient que peu cette évaluation numérique.
On trouve alors une énergie « libérée » (état final - état initial) à la mise en contact par formation de liaisons covalentes de 1.35-0.3 = 1.05, soit environ 1 eV par Angstrom2. Ceci est évidemment indépendant de la désorientation entre les cristallites 510 à mettre en contact. Si l’on considère des cristallites de forme cubique (pour simplifier l’estimation comme sur les schémas en figure 2b) et de côté 500 nm, on trouve alors une énergie libérée de 25 10E6 x 1 ,6 10E-19, soit de l’ordre de 4 10E-12 Joules. Ceci est à comparer à l’énergie nécessaire pour déformer les plots 1000a-1000e en Si02 sous les cristallites comme nous allons le détailler ci- dessous.
A la température d’épitaxie du GaN (environ 1 100°C), l’oxyde de silicium a un comportement visco-plastique avec une viscosité qui dépend à la fois de la température et de la contrainte mécanique subie par le matériau.
Lorsque la température augmente, la viscosité du Si02 diminue, comme tout matériau ayant une transition vitreuse. Au-dessus d’une certaine contrainte, la viscosité du Si02 diminue aussi lorsque la contrainte mécanique augmente. Autrement dit, contrairement à un fluide classique dans lequel la vitesse de déformation plastique est proportionnelle aux contraintes de cisaillement (viscosité indépendante de la contrainte), au-delà d’une valeur seuil qu’on appelle contrainte de rupture, la vitesse de déformation du Si02 augmente exponentiellement avec la contrainte. En pratique, à 1 100°C, la contrainte de rupture du Si02 est de l’ordre de 500 MPa : à cette température, la viscosité du Si02 est donc indépendante de la contrainte jusqu’à des contraintes de 500MPa. Au-delà, la viscosité chute de plusieurs ordres de grandeur et une déformation plastique très rapide laisse ensuite une contrainte résiduelle proche de la contrainte de rupture. Cette contrainte résiduelle diminue ensuite beaucoup plus lentement par fluage classique (plusieurs minutes à plusieurs heures).
Avant alignement, les cristallites 510 de GaN présentent une désorientation les unes par rapport aux autres d’en moyenne 1 à 6°. Avant que les cristallites voisines ne se soudent en formant des liaisons atomiques covalentes, les forces interatomiques agissant entre les cristallites sont les forces de Van der Waals qui sont attractives à très courte portée. Ceci se traduit par l’existence d’un couple de rotation appliqué au point de contact pour les aligner. Après une très faible rotation d’une fraction de degré, la contrainte de rupture de 500MPa est atteinte dans le tronçon de fluage 220a-220e sous les plots 1000a-1000e. Le fluage devient alors quasiment instantané dans l’oxyde et le couple de rotation nécessaire à la rotation est constant pendant la fin de la phase d’alignement.
Si l’on reprend la géométrie de la figure 2b, i.e. une cristallite 510a-510b de forme cubique de 500nm de côté et centrée sur un plot 1000a-1000b de section circulaire plus petit de 100nm de côté. La coalescence complète des cristallites 510 est effectuée en typiquement quelques centaines de secondes. Si nous prenons 1s comme temps caractéristique de la mise en contact des cristallites 510, un modèle numérique montre que pour tourner le plot de 2° en une seconde environ, il faut fournir un travail mécanique de l’ordre de 0.5E-20 à 1 E-20 Joules, en tenant compte de la rupture de l’oxyde à haute température. L’énergie libérée par la mise en contact des deux surfaces, de l’ordre de 10E-1 1 à 10E-13 Joules est donc très nettement supérieure à l’énergie mécanique de déformation de plots 1000a-1000e sous-jacents. Cette énergie est aussi plusieurs ordres de grandeur plus faible que celle qui aurait été nécessaire pour aligner des plots construits sur du silicium massif (bulk) ou pour aligner des plots formés par un matériau ne présentant pas de phase de transition vitreuse aux alentours de la température de croissance épitaxiale des cristallites 510.
Les considérations des paragraphes ci-dessus montrent que pour obtenir une coalescence des cristallites sans dislocation, on peut ajuster les paramètres suivants :
- Les propriétés de « rupture mécanique » du matériau formant le tronçon de fluage à haute température sous des contraintes relativement faibles de 500MPa.
- La taille suffisamment petite du plot 1000a-1000b de support comparée à la distance D entre les plots, permet de créer une contrainte dans le tronçon de fluage qui soit, pour un couple de rotation donné, supérieure à la contrainte de rupture.
Par ailleurs, comme indiqué ci-dessus, on veillera à ce que la température d’épitaxie Tépitaxie rende possible le fluage du tronçon de fluage 220a-220b. En pratique, T épitaxie ³ 600°C (dans le cadre d’une épitaxie par jets moléculaires), T épitaxie ³ 900°C et de préférence T épitaxie ³ 1000°C et de préférence T épitaxie >1 100°C. Ces valeurs permettent de réduire de manière particulièrement efficace les défauts dans la couche épitaxiée lorsque la couche de fluage est en Si02. En pratique, T épitaxie £ 1500°C
Afin de faciliter la formation de joints de coalescence 560 sans dislocation, il sera préférable d’appliquer les conditions suivantes :
Tépitaxie ³ k1. Transition vitreuse, avec k1 = 0.8, de préférence k1 = 1 et de préférence k1 = 1 ,5.
Selon un exemple de réalisation, T épitaxie £ k2. TfUSi0n min, TfUSi0n min étant la température de fusion la plus faible parmi les températures de fusion des tronçons formant le plot. Il s’agit principalement du tronçon cristallin et du tronçon de fluage. Selon un exemple de réalisation, k2 = 0.9. Cela permet d’éviter une diffusion des espèces du matériau dont la température de fusion est la plus faible. Ainsi, dans le cas où le plot est formé de tronçons de fluage en Si02 et de tronçons cristallins en silicium, T épitaxie £ 1296°C. En effet, TfUSi0n min est égale à la température de fusion du silicium puisque la température de fusion du silicium est égale à 1440° et la température de fusion du Si02 est égale à 1970°C.
Selon un exemple de réalisation, la hauteur e22o du tronçon de fluage est telle que e220 > 0.017 dpiot. De préférence, e220 > 0.05 dpi0t. De préférence, e220 > 0.1 dpi0t. De préférence, e220 > 1 dpiot. Ces valeurs, permettent d’obtenir une déformation suffisante pour réduire les contraintes au niveau du joint de grain.
Les plots 1000a-1000e présentent une hauteur Hpi0t, et deux plots 1000a-1000e adjacents sont distants d’une distance D, telle que : Hpi0t/ D < 2 et de préférence Hrw / D <1.
Avantageusement, l’étape de formation des plots 1000a-1000e est effectuée de sorte que dcnstaiiite / dpiot ³ k3, dpiot étant la dimension maximale de la section du plot 1000a-1000e prise dans une direction parallèle à un plan principal dans lequel s’étend le substrat 100. dcriStaiiite correspondant à la dimension de la cristallite mesurée selon la même direction que dpi0t au moment de la coalescence des cristallites 510a-510e.
Selon un exemple 100> k3 > 1.1 . De préférence, 50> k3 > 1.5. De préférence, 5> k3 > 2.
Selon un exemple k3 > 3, de préférence 100> k3 > 3. De préférence, 50> k3 > 3. De préférence, 5> k3 > 3.
Cette caractéristique permet aux tronçons de fluage de se déformer pour encaisser de manière particulièrement efficace les contraintes mécaniques qui naissent lorsque deux cristallites adjacentes commencent à coalescer. Ainsi, cette caractéristique contribue efficacement à réduire la densité de défauts au sein de la couche de nitrure que l’on obtient au final.
Exemples de réalisation
La figure 4 est une photo prise au microscope électronique à balayage (MEB). Elle permet d’apercevoir un empilement comprenant successivement le substrat 100, la portion 210 de la couche de fluage non gravée, le tronçon de fluage 220, la couche cristalline 300 ainsi qu’une cristallite 510, ici de GaN. Cette cristallite 510 est de forme pyramidale en raison de la plus faible vitesse de croissance des plans semi-polaires qui forment les facettes de la pyramide. Dans cet exemple, la taille du plot est de 100 nm.
De part et d’autre du tronçon de fluage 220 on aperçoit des espaces 230 vides.
Pour assurer la coalescence des pyramides et obtenir une croissance bi-dimensionnelle, il peut être avantageux de procéder de la manière suivante. Au cours d’une première étape on réalise des pyramides sur chacun des nano-plots 1000a-1000e en utilisant des conditions de croissance données jusqu’à ce que les pyramides se jouxtent. Au cours d’une seconde étape, on modifie ces conditions de croissance pour induire une croissance latérale. Cette procédure de croissance en deux étapes est par exemple décrite dans la publication suivante : Shields et Al. 2011 , Nanopendeo coalescence overgrowth of GaN on etched nanorod array Phys. Status Solidi C 8, No. 7-8, 2334-2336 (2011 ).
Les figures 5a et 5b donnent des exemples d’une couche 550 obtenue selon ce procédé pour une matrice de 40x50 plots. Dans cet exemple, la taille des plots est de 500 nm et leur pas est de 1 pm. Cette dimension de plot permet de réduire très significativement le nombre de dislocations apparaissant sur la cristallite d’un plot. Par ailleurs, cette taille de plot permet d’optimiser la déformation et la transmission du couple lors de la coalescence.
De manière particulièrement avantageuse, on observe clairement que la couche 550 s’est désolidarisée du substrat 100 sous-jacent. La délamination de la couche 550 que l’on souhaite obtenir au final est donc particulièrement aisée. Cette délamination automatique peut être complète ou partielle. Elle sera décrite plus en détail par la suite.
Il est ainsi possible de réaliser des plaques (ou templates ou plateformes) auto- supportées de GaN, dans cet exemple de taille 40x50 pm.
Il est notamment possible d’adapter le nombre de plots et la période pour que la dimension de ces plaques soit compatible avec la fabrication de diodes à des dimensions spécifiques et qui pourront être très facilement reportées sur tout type de support (conducteur électrique / thermique / réflecteur optique...).
Sur ces figures 5a et 5b, on remarque également que les joints de coalescence 560 se forment sans dislocation et qu’aucune dislocation n’est présente au niveau des cristallites 510.
Les figures 6a à 6c et 7a à 7c sont des photos représentant des matrices 580 de cristallites 510 de GaN formant des pyramides et obtenues après croissance sur les plots. Les plots ont été réalisés par lithographie par faisceau d’électron (e-beam) à partir d’un empilement comprenant les couches suivantes :
- couche de fluage 200 : Si02
- couche cristalline 300 : Si
- couche-tampon 400 : AIN
- couche d’amorçage 500 : GaN
Sur l’exemple illustré en figures 6a à 6c, les plots ont un diamètre de 200 nm et sont espacés de 1 pm. Sur l’exemple illustré en figures 7a à 7c, les plots ont un diamètre de 500 nm et sont espacés de 2pm. Le sommet des cristallites 510 est plat sur cet exemple. Ce sommet est référencé 515 sur les figures.
Caractérisations des défauts de coalescence
La figure 8a est une photo prise au microscope électronique en transmission (TEM) d’une coupe de cristaux 510 de GaN ayant coalescé. Sur cette figure, on remarque tout d’abord que la majeure partie des dislocations 561 issues de la re-croissance sont alignées dans le plan de croissance au démarrage de la croissance. Par ailleurs il apparaît clairement que la coalescence des cristallites 510 issues de plots adjacents se fait avec très peu de défauts de coalescence au niveau du joint de coalescence 560. Ceci est à comparer aux méthodes classiques pour lesquelles la coalescence génère des défauts traversants, que ces méthodes classiques soient basées sur une recroissance latérale illustrée en figure 9 et comme décrit dans la publication E.B Yakimov et A. Y Polyakov, 2015 Ebic investigation of dislocations in ELOG GaN, Phys. Status Solidi, ou qu’elles soient basées sur une recroissance de type pendeo à partir de structures unidimensionnelles comme décrit dans la publication mentionnée ci-dessus Shields et Al. 201 1 , Nanopendeo coalescence overgrowth of GaN on etched nanorod array Phys. Status Solidi C 8, No. 7-8, 2334-2336 (201 1 ).
On remarque également en figure 8a que les plots 1000a-1000e, à la moitié de leur hauteur, sont fendus, ce qui permettra une délamination facile de la couche épitaxiée 550 sur les matrices 580 de 1000a-1000e, pour en faire des templates ou pseudo-substrats pour la recroissance ultérieure de couches actives, comme expliqué ci-dessus.
Une interprétation possible est que cette fissuration des plots 1000a-1000e est due à la déformation plastique (sous l’effet des contraintes de torsion des plots1000a-1000e) à la mise en coalescence des cristallites 510 et ce à la température de croissance épitaxiale. Comme indiqué ci-dessus, ce découplage de la couche épitaxiée 550 par rapport au substrat 100 lors de la croissance est un atout considérable puisque aucune courbure des plaques ainsi formées n’est possible au refroidissement.
La figure 8b confirme l’absence de défauts à la coalescence entre deux cristaux, par exemple de forme pyramidale, en utilisant la technique de cathodoluminescence. Cette technique permet de réaliser une cartographie spatiale de l’émission de photons par le matériau considéré. L’image de cathodoluminescence panchromatique en figure 8b montre que, aux variations d’émission près liées à l’extraction de lumière issue des facettes différentes (ou des arrêtes), il n’y a pas au niveau du raccordement entre deux cristaux, des recombinaisons non radiatives, ce qui témoigne de l’absence de défauts de structure dans la région du joint de coalescence.
Au vu de la description qui précède, il apparaît clairement que la présente invention propose une solution particulièrement efficace pour réduire la densité de défauts dans une couche de nitrure épitaxiée, en particulier à partir de plots gravés dans un empilement de type SOI.
L’invention n’est pas limitée aux modes de réalisation décrits ci-dessus et s’étend à tous les modes de réalisation couverts par les revendications.

Claims

REVENDICATIONS
1. Procédé d’obtention d’une couche de nitrure (N) (550) obtenue de préférence à partir d’au moins l’un parmi le gallium (Ga), l’indium (In) et l’aluminium (Al), caractérisé en ce que le procédé comprend les étapes suivantes:
- fournir un empilement comprenant un substrat (100) et au moins les couches suivantes successivement disposées depuis le substrat (100):
une première couche, dite couche de fluage (200), faite en un matériau présentant une température de transition vitreuse, la couche de fluage (200) présentant une température de transition vitreuse Ttransition vitreuse,
une deuxième couche, cristalline, dite couche cristalline (300), différente de la couche de fluage (220),
- former des plots (1000a-1000e) par gravure au moins de la couche cristalline (300) et d’au moins une portion (220) de la couche de fluage (200) de manière à ce que : o chaque plot (1000a-1000e) comporte au moins :
un premier tronçon, dit tronçon de fluage (220a, 220b), formé par une portion au moins de la couche de fluage (200),
un deuxième tronçon, cristallin, dit tronçon cristallin (300a, 300b), formé par la couche cristalline (300) et surmontant le tronçon de fluage (220a, 220b), o chaque plot (1000a-1000e) présente une section dont la dimension maximale est comprise entre 10 et 500 nm (109 mètres),
- faire croître par épitaxie une cristallite (510a-510e) sur certains au moins desdits plots (1000a-1000e) et poursuivre la croissance épitaxiale des cristallites (510a- 510e) au moins jusqu’à coalescence des cristallites (510a-510e) portées par deux plots (1000a-1000e) adjacents, de manière à former ladite couche de nitrure (550), la croissance épitaxiale étant effectuée à une température Tépitaxie, telle que :
Tépitaxie — k1. Ttransition vitreuse, OVeC k1 à 0,8
2. Procédé selon la revendication précédente, dans lequel la couche de fluage (200) est faite d’un matériau pris parmi :
un oxyde de silicium SixOy, x et y étant des entiers, et de préférence la couche de fluage est en Si02,
un verre,
un verre en borosilicate,
- un verre en borophosphosilicate (BPSG).
3. Procédé selon l’une quelconque des revendications précédentes, dans lequel k1 > 1 , et de préférence k1 > 1 ,5.
4. Procédé selon l’une quelconque des revendications précédentes, dans lequel T épitaxie
< k2 * TfUSion min, Tfusi0n min étant la température de fusion la plus faible parmi les températures de fusion des tronçons formant le plot, avec k2 < 0,9 et de préférence k2
< 0,8.
5. Procédé selon l’une quelconque des revendications précédentes, dans lequel les plots (1000a-1000e) comprennent au moins une couche tampon (400) surmontant la couche cristalline (300), et faite en un matériau différent de celui de ladite couche de nitrure (550), et dans lequel de préférence ladite couche de nitrure (550) est une couche de nitrure de gallium (GaN) et la couche tampon (400) est en nitrure d’aluminium (AIN)
6. Procédé selon la revendication précédente, dans lequel la couche tampon (400) est formée par dépôt par épitaxie au-dessus de la couche cristalline (300), avant l’étape de formation des plots (1000a-1000e) par gravure.
7. Procédé selon l’une quelconque des deux revendications précédentes, dans lequel ladite couche de nitrure (550) est une couche de nitrure de gallium (GaN) et dans lequel les plots (1000a-1000e) comprennent, avant l’étape de croissance épitaxiale de ladite couche de nitrure (550), au moins une couche d’amorçage (500), surmontant ladite couche tampon (400) et faite de nitrure de gallium (GaN).
8. Procédé selon l’une quelconque des revendications 1 à 6, dans lequel l’empilement comprend, avant ladite étape de formation des plots (1000a-1000e) par gravure, au moins une couche d’amorçage (500), surmontant ladite couche cristalline (300), la couche d’amorçage (500) étant faite du même matériau que ladite couche de nitrure (550).
9. Procédé selon l’une quelconque des revendications précédentes, dans lequel fournir ledit empilement comprend fournir un substrat élaboré de type silicium sur isolant
(SOI) comprenant un substrat (100) de base surmontée successivement d’une couche d’oxyde formant ladite couche de fluage (200) et d’une couche semi conductrice formant ladite couche cristalline (300).
10. Procédé selon l’une quelconque des revendications précédentes, dans lequel le tronçon de fluage (220) présente une hauteur e22o telle que e220 ³ 0.1 *dpi0t, dpi0t étant le diamètre du plot (1000a-1000e) ou plus généralement la distance bord à bord du plot (1000a-1000e) prise, au niveau du tronçon de fluage (220) et dans une direction parallèle à un plan principal dans lequel s’étend le substrat (100), de préférence e220 ³
1 dpiot-
1 1. Procédé selon l’une quelconque des revendications précédentes, dans lequel les plots (1000a-1000e) présentent une hauteur Hpi0t, et dans lequel deux plots (1000a-1000e) adjacents sont distants d’une distance D, telle que :
Hpiot / D < 2 et de préférence Hrw / D < 1.
12. Procédé selon l’une quelconque des revendications précédentes, dans lequel la couche cristalline (300) est à base de silicium et de préférence dans lequel la couche cristalline (300) est en silicium.
13. Procédé selon l’une quelconque des revendications précédentes, dans lequel la couche cristalline (300) est à base de SiC ou de Al203..
14. Procédé selon l’une quelconque des revendications précédentes, dans lequel l’étape de formation des plots (1000a-1000e) comprend la gravure de la couche cristalline (300) et la gravure d’une portion (220) seulement de la couche de fluage (200) de manière à conserver une portion (210) de la couche de fluage (200) entre les plots (1000a-1000e).
15. Procédé selon l’une quelconque des revendications précédentes, dans lequel l’étape de formation des plots (1000a-1000e) est effectuée de sorte que dcristaiiite / dpiot ³ k3, avec k3=3, dpi0t étant la dimension maximale de la section du plot (1000a-1000e) prise dans une direction parallèle à un plan principal dans lequel s’étend le substrat (100), dcristaiiite correspondant à la dimension de la cristallite mesurée selon la même direction que dpiot au moment de la coalescence des cristallites (510a-510e).
16. Procédé selon l’une quelconque des revendications précédentes, dans lequel chaque plot (1000a-1000e) présente une face supérieure et dans lequel la croissance par épitaxie des cristallites (510a-510e) s’effectue en partie au moins et de préférence uniquement à partir de ladite face supérieure.
17. Dispositif microélectronique comprenant un substrat (100) surmontée d’une pluralité de plots (1000a- 1000e) caractérisé en ce que :
chaque plot (1000a- 1000e) comprend au moins :
un premier tronçon, dit tronçon de fluage (220a, 220b), présentant une température de transition vitreuse Ttransiti0n vitreuse,
un deuxième tronçon, dit tronçon cristallin (300a, 300b) formé d’un matériau cristallin, le tronçon de fluage (220a, 220b) et le tronçon cristallin (300a, 300b) étant successivement disposés depuis le substrat (100),
en ce que le dispositif comprend également une couche continue de nitrure (N) (550) obtenue de préférence à partir d’au moins l’un parmi le gallium (Ga), l’indium (In) et l’aluminium (Al), ladite couche (550) étant entièrement supportée par les plots (1000a-
1000e),
et en ce que le matériau du tronçon de fluage (220a, 220b) et le matériau de ladite couche de nitrure (550) sont choisis de manière à ce que:
Tépitaxie — 1 1 Transition vitreuse OVeC k 1 0.8,
Tépitaxie étant la température minimale permettant la formation par épitaxie de la couche de nitrure (550).
18. Diodes électroluminescentes (LED) comprenant au moins un dispositif microélectronique selon la revendication précédente.
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