WO2020127605A1 - SUBSTRAT SEMI-CONDUCTEUR CO-DOPE n - Google Patents
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Abstract
Procédé de fabrication d'un matériau monocristallin semi-conducteur de nitrure d'élément 13, en particulier de GaN, comprenant les étapes de : dépôt d'au moins une couche monocristalline par croissance épitaxiale tridimensionnelle sur un substrat de départ, ladite couche comportant des zones issues de la croissance de facettes basales, et des zones issues de la croissance de facettes d'orientations différentes dites non-basales; apport d'un gaz dopant n comportant un premier élément chimique choisi parmi les éléments chimiques du groupe 16 du tableau périodique, et au moins un second élément chimique choisi parmi les éléments chimiques du groupe 14 du tableau périodique, de telle sorte que la concentration du second élément dans les zones issues de la croissance des facettes basales est supérieure à 1.0x1017/cm3, et la concentration du premier élément dans les zones issues de la croissance des facettes non-basales est inférieure à 2.0x1018/cm3.
Description
SUBSTRAT SEMI-CONDUCTEUR CO-DOPE n
DOMAINE DE L’INVENTION
L'invention concerne le domaine technique général de la fabrication de substrats et de plaquettes - ou « wafer » selon la terminologie anglo-saxonne - en un matériau semi-conducteur à base d'éléments des colonnes 13 et 15 du tableau périodique - tel que le nitrure de gallium GaN.
Ces plaquettes servent de substrat pour la réalisation de structures semi- conductrices, telles que des diodes électroluminescentes (DEL ou « LED » en anglais), des diodes laser (DL ou « LD » en anglais), des transistors verticaux pour l’électronique de puissance, des transistors horizontaux pour l’électronique de puissance ou les télécommunications (Radio-Fréquence), des diodes redresseuses de courant ou des capteurs.
ETAT DE LA TECHNIQUE
Les procédés actuels de fabrication de substrat de matériau semi-conducteur à base de nitrure d’élément de la colonne 13 ou NIA reposent sur les techniques de dépôt en phase vapeur, en particulier l’hétéro-épitaxie qui consiste à faire croître un cristal - tel qu’un cristal de nitrure de gallium GaN - sur un substrat de départ de nature différente - tel qu’un substrat de saphir.
Ces méthodes font intervenir un système d’injection à partir d’au moins deux composants gazeux différents, susceptibles d’interagir avant dépôt.
On peut citer les méthodes bien connues comme :
l’Epitaxie en Phase Vapeur aux OrganoMétalliques (« MOVPE », sigle de l’expression anglo-saxonne «MetalOrganic Vapour Phase Epitaxy »), l’Epitaxie en Phase Vapeur aux Halogénures (ou « HVPE », sigle de l’expression anglo-saxonne « Hydride Vapor Phase Epitaxy »),
l’Epitaxie par Transport de Vapeur en Espace Clos (ou « CSVT » sigle de l’expression anglo-saxonne « Close-Spaced Vapor Transport »),
le dépôt céramique en phase vapeur, etc...
Les processus de croissance dits 3D ou par exemple par croissance latérale tridimensionnelle permettent de réduire la densité de dislocations à moins de 107/cm2.
Dans des conditions de croissance tridimensionnelle, le front de croissance HVPE présente des facettes perpendiculaires au front de croissance et des facettes inclinées par rapport au front de croissance. Concernant les facettes perpendiculaires au front de croissance, il s’agit de facettes formées par le plan basal (0001). Ces facettes sont connues pour incorporer moins d’oxygène que les différentes facettes inclinées (non basales, d’indice hkil où h¹0 et k¹0 et i¹0). Cette différence de dopage de type n entraîne la présence de zones plus résistives que d’autres ou présentant des différences de propriétés optiques. Après mise en forme, par exemple par rectification et/ou polissage, afin d’obtenir une surface bidimensionnelle, il peut être observé une inhomogénéité des propriétés optiques et/ou électriques.
Par ailleurs la matrice cristalline peut présenter des macro-inclusions ayant une taille supérieure à 10 pm composées principalement de macles, d’inversions de domaine, voire de polycristallites. Le dopage peut conduire à accroître la présence de tels défauts dans la matrice cristalline.
Tous ces défauts générés lors de la croissance peuvent induire des imperfections dans la plaque finale (hétérogénéité de dopage et défauts cristallins, densité de dislocation encore élevée) qui vont induire une défaillance lors de la fabrication de dispositifs optoélectroniques et/ou électroniques.
Afin d’améliorer les propriétés optoélectroniques des substrats, US2006255339A1 a par exemple dévoilé un cristal de GaN dopé n selon une concentration de 0.7c 1018 à environ 3x1018/cm3 tout en présentant une conductivité thermique d’au moins 1.5 W/cm.K afin de pouvoir équiper des dispositifs notamment des diodes de puissance supérieures à 1 W. Des dopants tels que Si, O, Ge, C peuvent etre utilisés seuls ou en combinaison même si, dans cette demande, seuls des exemples avec dopage au Si ont été fournis.
US20110175200A1 propose un procédé de croissance HVPE au cours duquel le cristal est dopé au Ge par apport de GeCL au sein de la chambre de réaction de manière à obtenir un cristal plus conducteur électroniquement afin de compenser l’augmentation soudaine de résistivité observée lorsque la vitesse de croissance est supérieure à 450pm/h. Cependant une telle vitesse de croissance conduit à une densité surfacique de macro-inclusions élevée et une qualité cristalline inférieure.
US9461121 B2 revendique un procédé pour améliorer la distribution des dopants n au sein du cristal de GaN typiquement par croissance en phase vapeur en mixant l’apport de Ga et de dopant. L’incorporation homogène dans le réacteur est réalisée soit par prémélange du dopant et du Ga avant réaction avec HCl ou mélange des halogénures de dopant et de Gallium sous forme d’une tubulure unique au sein
de la chambre de réaction. L’homogénéité de concentration en dopant est mesurée par micro Raman, photoconductivité microondes (MDP) ou micro photoluminescence. Les données de méthodes indiquées montrent qu’il s’agit clairement d’un procédé HVPE avec croissance 2D et par conséquent ne confère pas de solution pour des procédés de croissance en mode 3D.
Il existe donc un besoin pour un matériau nitrure d’élément 13 ou III du tableau périodique, notamment des substrats et des plaquettes de matériau de nitrure d’élément 13 ou III plus particulièrement des plaquettes et de substrats composés de GaN, de forte épaisseur, typiquement d’épaisseur supérieure à 100 micromètres, voire même 400 micromètres ou plus, obtenus dans des conditions de croissance tridimensionnelle, plus homogènes présentant à la fois :
une faible densité surfacique de macro-inclusions, typiquement inférieure à 5 cm-2 de préférence inférieure à 4 cm-2, voire inférieure à 1cm 2,
- une meilleure qualité cristalline, par exemple mesurée par la largeur à mi- hauteur du pic de diffraction des rayons X (DRX) de la raie (002) autour de l’angle w en condition symétrique des plans de GaN (0001) inférieure à 130 Arcsec, ou par exemple la largeur à mi-hauteur du pic de diffraction des rayons X (DRX) de la raie 201 autour de l’angle w en condition oblique des films de GaN (0001) inférieure à 240 Arcsec de préférence inférieure à 140
Arcsec, et
des propriétés électroniques améliorées, typiquement une résistivité électrique moyenne inférieure à 25 mohm.cm, voire inférieure à 20 mohm.cm.
PRESENTATION DE L’INVENTION
A cet égard, l’invention a pour objet un procédé de fabrication d'un matériau monocristallin semi-conducteur de nitrure d’élément 13, en particulier de GaN, comprenant les étapes de :
dépôt d’au moins une couche monocristalline par croissance épitaxiale tridimensionnelle sur un substrat de départ, ladite couche comportant des zones issues de la croissance de facettes basales, i.e. présentant des facettes perpendiculaires à la direction du front de croissance formées par le plan basal (0001), et des zones issues de la croissance de facettes d’orientations différentes dites non-basales, i.e. présentant des facettes non-perpendiculaires par rapport à la direction du front de croissance ;
apport d’un gaz dopant n comportant un premier élément chimique choisi parmi les éléments chimiques du groupe 16 du tableau périodique, et au moins un second élément chimique choisi parmi les éléments chimiques du groupe 14 du tableau périodique, de telle sorte que la concentration du second élément dans les zones issues de la croissance des facettes basales est supérieure à 1.0x1017/cm3, et la concentration du premier élément dans les zones issues de la croissance des facettes non-basales est inférieure à 2.0x1018/cm3.
A titre indicatif, sauf mention contraire, les concentrations en élément chimique mentionnées dans le texte sont des concentrations atomiques.
Avantageusement, mais facultativement, le procédé selon l’invention peut en outre comprendre au moins l’une des caractéristiques suivantes :
Le second élément chimique du gaz dopant n est du germanium, formé à partir d’une source solide, de GeCL, de germane, tetramethylgermanium et d’Isobutylgermane ainsi que leurs dérivés, et/ou, le second élément chimique du gaz dopant n est du silicium, formé à partir d’une source solide, de silane, de dichlorosilane, de tétrachlorure de Silicium, ainsi que leurs dérivés.
Le premier élément chimique du gaz dopant n est de l’Oxygène.
L’apport et la concentration en Oxygène sont contrôlés grâce à une maîtrise de la pureté du précurseur d’élément III et la réalisation d’une ou plusieurs purges très poussées, à une pression résiduelle inférieure à 10 torrs, suivie d’un ou plusieurs balayage N2 du réacteur.
En présence d'ajout concomitant de dopant et d’oxygène selon la présente invention, la concentration en dopants de type n est plus également réparti entre les facettes (0001) et les facettes non-basales.
Le gaz dopant n est mélangé en phase vapeur avec un flux de Chlorure de Gallium gazeux.
La croissance épitaxiale est mise en œuvre par HVPE à une vitesse de croissance inférieure à 450 pm/h afin de garantir une faible densité surfacique de macro-inclusions et de garantir une qualité cristalline satisfaisante.
La croissance épitaxiale est mise en œuvre, par HVPE, à une température comprise entre 910°C et 1035°C, de préférence entre 925 et 1015°C. De préférence le ratio de débit molaire de de précurseur d’élément V sur précurseur d’élément III est compris entre 13 et 25. De préférence, également le réacteur est maintenu à une pression résiduelle entre 100 et 500 torrs. De telles
conditions sont particulièrement appropriées pour l’obtention d’une plaquette dont le ratio atomique (Silicium +Germanium) /Oxygène dont la variation est contrôlée tout en permettant un ratio atomique élevé dans des conditions croissance essentiellement 3D, c’est à dire conduisant à une plaquette dont les zones de croissance, qui présentent une surface composée de facettes basales, représentent de préférence moins de 50%, voire moins de 30% et préférentiellement de 5% à 25% de la surface supérieure de la plaquette.
L’invention a également pour objet un procédé de fabrication d'un substrat de semi-conducteur de nitrure d’élément 13, en particulier de GaN, comprenant les étapes de :
- fabrication d'un matériau monocristallin semi-conducteur de nitrure d’élément 13 sur un substrat de départ selon caractéristiques précédemment décrites, séparation du matériau monocristallin du substrat de départ ;
rectification par élimination de l’épaisseur du matériau monocristallin afin d’obtenir une plaquette de nitrure d’élément 13 d’une épaisseur comprise entre 250pm et 2000pm.
L’invention a également pour objet une plaquette de nitrure d’élément 13 bidimensionnelle, en particulier de GaN, obtenue par croissance épitaxiale tridimensionnelle, comportant des zones issues de la croissance de facettes basales, i.e. présentant des facettes perpendiculaires à la direction du front de croissance formées par le plan basal (0001), et des zones issues de la croissance de facettes d’orientations différentes dites non-basales, i.e. présentant des facettes non- perpendiculaires par rapport à la direction du front de croissance, caractérisée en ce que :
les zones issues de la croissance de facettes non-basales comportent un premier élément chimique choisi parmi les éléments chimiques du groupe 16 du tableau périodique, dont la concentration est inférieure à 2.0x1018/cm3, les zones issues de la croissance de facettes basales comportent au moins un second élément chimique choisi parmi les éléments chimiques du groupe 14 du tableau périodique, dont la concentration est supérieure à 1.0x 1017/cm3.
Avantageusement, mais facultativement, la plaquette selon l’invention peut en outre comprendre au moins l’une des caractéristiques suivantes :
La concentration du second élément dans les zones issues de la croissance de facettes basales est supérieure à 2.0x 1017/cm3, et la concentration du premier élément dans les zones issues de la croissance de facettes non-basales est inférieure à 1.0x1018/cm3.
La concentration cumulée des premier et second élément chimique est inférieure à 2,0x 1019/cm3, de préférence inférieure à 1 x 1019/cm3 voire même inférieure à 5.0x 1018/cm3 afin d’obtenir un bon compromis conductivité électrique / résistivité et transparence optique.
Le second élément chimique est du germanium et/ou du silicium.
Un ratio atomique (Silicum+Germanium) / Oxygène compris entre environ 0,5 et 30, de préférence entre environ 0,5 et 20, de préférence entre environ 0,5 et 15, de préférence entre environ 0,5 entre 10, et de préférence entre environ 0, 5 et 5.
Les zones de croissance de facettes basales représentent moins de 60 %, de préférence moins de 50%, ou moins de 30% et préférentiellement de 5% à 25% de la surface supérieure de la plaquette. La proportion surfacique des surfaces composées de plans basais pouvant être mesurée selon un plan c par exemple selon la vue représentée par la figure 4c.
La qualité cristalline mesurée par la largeur à mi-hauteur du pic de diffraction des rayons X (DRX) de la raie (002) autour de l’angle w en condition symétrique des plans de GaN (0001) inférieure à 130 Arcsec, de préférence inférieure à 100 Arcsec, de préférence inférieure à 90 Arcsec, voire inférieure à 60 Arcsec et la largeur à mi-hauteur du pic de diffraction des rayons X (DRX) de la raie 201 autour de l’angle w en condition oblique des films de GaN (0001) inférieure à 240 Arc.sec. de préférence inférieure à 140 Arcsec. voire inférieure à 100 Arcsec.
Le matériau de la plaquette présente une résistivité électrique moyenne inférieure à 25 mohm.cm.
La plaquette après polissage ne présente aucune fissure supérieure à une longueur de 200 micromètres, une telle fissure correspondant à un clivage au sein du cristal.
L’invention a également pour l’utilisation d'une plaquette de nitrure d’élément 13 ou III selon l’une des caractéristiques précédentes comme substrat pour la fabrication de composants optoélectroniques et/ou électroniques, tels que des diodes électroluminescentes, des diodes laser, des transistors verticaux pour l’électronique
de puissance, des transistors horizontaux pour l’électronique de puissance ou les télécommunications (Radio-Fréquence), des diodes redresseuses de courant ou des capteurs.
DESCRIPTION DES FIGURES
D’autres caractéristiques, buts et avantages de la présente invention apparaîtront à la lecture de la description détaillée qui va suivre, au regard des figures annexées, données à titre d’exemples non limitatifs et sur lesquelles :
[Fig. 1]
- La figure 1 résume les principales étapes possibles du procédé de fabrication de substrat selon un mode de mise en œuvre de l’invention.
[Fig. 2]
La figure 2 représente schématiquement un matériau semi-conducteur composé d’un empilement de couches selon un mode de mise en œuvre possible de l’invention,
[Fig. 3]
La figure 3 illustre les étapes de rectification et finition selon un mode de mise en œuvre possible de l’invention,
[Fig. 4a] [Fig. 4b]
Les figures 4a et 4b représentent dans ces conditions de croissance tridimensionnelle, respectivement selon une vue perpendiculaire ou de ¾, le front de croissance comprenant des facettes selon le plan basal (0001) (indiquées par des flèches noires) qui sont perpendiculaires au front de croissance d’un matériau semi-conducteur de GaN par épitaxie HVPE en mode 3 D.
[Fig. 4c]
La figure 4c schématise la structure d’une plaquette selon l’invention, après rectification polissage, laissant entrevoir des premières zones issues de la
croissance de facettes non-basales avec des zones issues de la croissance de facettes basales.
[Fig. 5a]
[Fig. 5b] - Les figures 5 a et 5b représentent respectivement la variation moyenne du pic
Raman A1 (LO) mesurée par spectroscopie Raman sur les zones à facettes (0001) d’un front de croissance d’un matériau de GaN par épitaxie HVPE en mode tridimensionnel en fonction du précurseur de dopage et de la densité de porteurs libres associée, [Fig. 6]
La figure 6 représente la variation moyenne du pic Raman A1(LO) sur les zones à facettes (0001) d’un front de croissance d’un matériau de GaN par épitaxie HVPE en mode 3 D en fonction du ratio de débit volumique N2/(N2 +H2) pendant la croissance
DESCRIPTION DETAILLEE D’AU MOINS UN MODE DE REALISATION DE
L’INVENTION
En référence aux figures 1 , 2, sont illustrées les grandes phases possibles du procédé de fabrication de plaquettes de GaN.
Dans la suite, on décrira le procédé selon l’invention en référence à la fabrication de plaquettes de nitrure de gallium GaN.
Toutefois, il est bien évident pour l’homme du métier que le procédé décrit ci-dessous peut être utilisé pour faire croître un matériau incluant une couche de nitrure d’élément 13 autre que du nitrure de gallium GaN.
1. Procédé de fabrication
Le procédé comprend :
-une phase 10, optionnelle, de croissance d’une première couche de nitrure d’élément 13 préférentiellement de GaN 5a ;
-une phase 20 de formation d’une zone de séparation 4 ;
-une phase 30 de reprise d’épitaxie pour former une deuxième couche épaisse de GaN 5b ;
-une phase 40 de séparation pour obtenir un cristal de GaN 5 ;
-une phase 45 de rectification pour enlever une épaisseur de la deuxième couche épaisse de GaN 5b ;
-une phase 50 de finition pour former des plaquettes de GaN à partir du cristal de GaN 5.
1.1. Phase 10 de croissance
La phase de croissance 10, optionnelle, consiste à former une première couche de GaN 5a par surcroissance latérale.
La surcroissance latérale permet de minimiser la densité de défauts contenus dans la première couche de GaN 5a.
L’approche utilisée pour réduire la densité de dislocations dans la première couche de GaN 5a consiste à :
initier un mode de croissance du GaN par îlots, puis à
- favoriser la coalescence des îlots pour obtenir la première couche de GaN 5a. Avantageusement, la surcroissance latérale est mise en œuvre sur un substrat de départ 1 présentant un angle de troncature non nul.
Le fait d’utiliser un substrat de départ 1 présentant un angle de troncature non nul permet de faire croître une première couche de GaN 5a ayant un angle de troncature non nul.
Le substrat de départ 1 peut être choisi parmi Si, AIN, GaN, GaAs, AI2O3 (saphir), ZnO, SiC, UAIO2, LiGa02, MgALO^ 4H-SiC, ou tout autre type de substrat de départ connu par l’homme du métier pour mettre en œuvre une croissance de nitrure de gallium.
Il peut présenter une épaisseur de quelques centaines de micromètres, généralement 350 micromètres.
Avantageusement, le substrat de départ 1 peut être traité par nitruration préalablement à toute étape de dépôt. Cela permet d’améliorer la qualité du cristal de GaN obtenu.
L’angle de troncature peut être compris entre 0,1 et 5,0 degrés, préférentiellement entre 0,2 et 0,8 degré, et encore plus préférentiellement entre 0,3 et 0,6 degré (notamment pour limiter les fautes d’empilement).
La croissance de la première couche de GaN 5a peut être mise en œuvre selon différentes variantes. Notamment, la surcroissance latérale peut être basée :
- sur l’utilisation d’un masque diélectrique 3a, 3b incluant des ouvertures 3a dans lesquelles se forment les îlots, tel que décrit dans le document WO99/20816 ;
- sur l’utilisation d’une couche de diélectrique dépourvue d’ouverture sur laquelle se forment spontanément des îlots, tel que décrit dans le document EP 1 338 683.
1.1.1. Première variante de surcroissance latérale
Dans une première variante, la phase 10 de croissance consiste en une surcroissance latérale épitaxiale (ci-après dénommée « ELO » selon l’acronyme de l’expression anglo-saxonne « Epitaxial Latéral Overgrowth »).
L’ELO comprend une étape de dépôt d’une couche plane plus épaisse 2 sur le substrat de départ 1.
Ce dépôt est de préférence réalisé par épitaxie phase vapeur aux organométalliques (ou « MOVPE », sigle de l’expression anglo-saxonne « MetalOrganic Vapour Phase Epitaxy »), par exemple à une température comprise entre 500°C et 700°C, notamment de 600°C.
Le dépôt d’une couche 2 permet de réduire les contraintes entre le substrat de départ 1 et la première couche de GaN 5a épitaxiée par la suite sur celui-ci. En effet, le dépôt de la couche 2 sur le substrat 1 permet d’assurer une transition « douce » entre le substrat 1 et la première couche de GaN 5a dont les structures cristallines sont différentes.
Le dépôt de la couche 2 permet en outre de faciliter la séparation ultérieure du cristal de GaN 5, comme il ressortira de la description qui va suivre. La couche 2 est par exemple une couche de GaN, une couche d’AIN, ou une couche d’AIGaN.
Dans une autre étape, un masque 3a, 3b incluant des ouvertures 3a est formé. Les ouvertures 3a peuvent être ponctuelles ou sous forme de bandes, et permettent de définir des positions pour la croissance sélective ultérieure d’ilots de GaN.
Le masque 3a, 3b peut être un masque en matériau diélectrique, comme par exemple du SiNx (SiN, S13N4, etc.) ou du S1O2 ou du TiN. Ceci permet de minimiser les défauts créés en bord de masque et améliore ainsi la qualité de la couche de GaN épitaxiée ultérieurement sur celui-ci.
La formation du masque 3a, 3b peut être réalisée par toute technique connue de l’homme du métier. Par exemple, la formation du masque peut consister en :
• le dépôt d’une couche de diélectrique 3a à partir de précurseurs gazeux de silane et d’ammoniac directement sur la couche 2, et
• la gravure par photolithographie de la couche de diélectrique 3a pour former des ouvertures 3a.
On obtient ainsi un substrat de départ 1 recouvert d’une couche 2 et d’un masque 3a, 3b. Outre sa fonction d’amélioration de la qualité de la première couche de GaN 5a (par filtration des défauts traversants), le masque 3a, 3b permet de fragiliser l’interface entre le substrat de départ 1 et la première couche de GaN 5a.
Une autre étape consiste à former des îlots de GaN à travers les ouvertures 3a du masque. La vitesse de croissance selon un axe orthogonal au plan principal du substrat de départ 1 est maintenue supérieure à la vitesse de croissance latérale. On obtient ainsi des îlots ou des bandes à sections triangulaires (en fonction de la forme des ouvertures 3a). A l'intérieur de ces bandes à section triangulaire, les dislocations traversantes sont courbées à 90°.
On procède ensuite à une surcroissance latérale pour aboutir au final à une couche plane ELO. On obtient à la fin de cette étape du procédé une première couche de GaN 5a présentant une densité de dislocations inférieure à 107cm 2.
1.1.2. Deuxième variante de surcroissance latérale
Dans une deuxième variante, la phase 10 de croissance consiste en une surcroissance latérale universelle (ci-après dénommée « U LO » selon l’acronyme de l’expression anglo-saxonne « Universal Latéral Overgrowth ») tel que décrit dans le document EP 1 977 028.
L’ULO comprend une étape de dépôt d’une couche de nucléation sur le substrat de départ 1.
La couche de nucléation est par exemple un film très mince de nitrure de silicium SiN, de l'ordre de quelques plans atomiques, autrement dit de l'ordre de 10 nm à 20 nm d'épaisseur. Le dépôt de SiN à base de silane et d'ammoniac peut durer 360 secondes.
Une couche tampon 2 continue - par exemple de GaN - est ensuite déposée sur la couche de nucléation. Le dépôt de la couche tampon 2 de GaN permet de filtrer les défauts cristallins et ainsi de minimiser dès le début du procédé la densité de défauts qui seront présents dans la première couche de GaN 5a épitaxiée par la suite.
L'épaisseur de cette couche tampon 2 de GaN peut être comprise entre 10 et 100 nm. La température lors de cette opération peut être comprise entre 500 et 700°C.
On procède ensuite à un recuit à haute température comprise entre 900 et 1 150°C. Sous l'effet conjoint de l'élévation de la température, de la présence dans le véhicule gazeux d'une quantité d'hydrogène suffisante et de la présence du film très mince de SiN, la morphologie de la couche tampon 2 de GaN subit une profonde modification résultant d'une recristallisation en phase solide par transport de masse. La couche tampon 2 de GaN initialement continue est alors convertie en une couche discontinue de motifs de GaN. On obtient ainsi des motifs ou îlots de GaN de très bonne qualité cristalline et conservant une relation d'épitaxie avec le substrat de départ grâce à la très faible épaisseur de la couche de nucléation.
Les zones où le nitrure de silicium SiN est mis à nu fonctionnent alors comme un masque et les motifs de GaN fonctionnent comme les zones de GaN localisées dans les ouvertures réalisées ex-situ dans le masque. On procède ensuite à une surcroissance latérale pour aboutir au final à une couche plane U LO.
Cette méthode, où le masque de nitrure de silicium se forme spontanément, et qui fait intervenir les mêmes mécanismes de courbure des dislocations que dans l'ELO est identifiée comme « ULO » (ou « ELO spontané »).
1.2. Phase 20 de formation d’une zone de séparation 4
Le procédé comprend de plus une phase 20 de formation d’une zone de séparation 4.
Cette phase 20 de formation d’une zone de séparation peut être mise en œuvre selon différentes variantes. En particulier, la phase 20 de formation de la zone de séparation peut être mise en œuvre :
préalablement à la phase 10 de croissance de la première couche de GaN (première variante), ou
postérieurement à la phase 10 de croissance de la première couche de GaN (deuxième variante), ou
pendant la phase 10 de croissance de la première couche de GaN (troisième variante).
1.2.1. Première variante de formation de la zone de séparation 4
Dans une première variante, la phase 20 de formation d’une zone de séparation 4 peut consister à déposer une couche intermédiaire sacrificielle, préalablement à la phase 10 de croissance de la première couche de GaN 5a, tel que décrit dans le document EP 1 699 951.
1.2.2. Deuxième variante de formation de la zone de séparation
Dans une deuxième variante, la phase 20 de formation d’une zone de séparation 4 comprend une étape d’implantation réalisée après la phase 10 de croissance de la première couche de GaN 5a. Cette implantation permet la création d’une zone fragilisée dans la première couche de GaN 5a.
L’implantation consiste à bombarder d’ions la première couche de GaN 5a de sorte à créer dans le semi-conducteur, à une profondeur voisine de la profondeur moyenne de pénétration de ces ions, une couche de microcavités (ou bulles).
Les ions implantés peuvent être choisis parmi le Tungstène, l’Hélium, le Néon, le Krypton, le Chrome, le Molybdène, le Fer, l'Hydrogène, ou le Bore. De préférence, les ions implantés sont des ions de tungstène. Ceux-ci présentent la particularité de décomposer le GaN.
En termes de dose, lorsque les ions implantés sont des ions H+, la dose d’ions implantés peut être comprise entre 1016 et 1017 cm-2, et la profondeur d’implantation peut varier entre 0 nm et 50 nm en partant de la surface libre - appelée face de croissance - de la première couche de GaN 5a.
L’implantation d’ions de fragilisation peut être mise en œuvre lors d’une étape unique ou lors d’étapes successives. La température peut être comprise entre 4K et 1400K lors de l’étape d’implantation.
L’implantation peut être suivie d’une phase de recuit pour soigner les dommages cristallins crées durant l’implantation ionique, ce recuit peut s’effectuer à une température comprise entre 500°C et 1500°C
1.2.3. Troisième variante de formation de la zone de séparation
Dans une troisième variante, la zone de séparation 4 peut être formée pendant la phase 10 de croissance de la première couche de GaN 5a.
Notamment lorsque la phase de croissance est réalisée selon la première variante de réalisation dite ELO (i.e. dépôt d’un masque de diélectrique 3a, 3b), la phase 20 de formation de la zone de séparation 4 peut comprendre l’implantation de la couche tampon 2 préalablement au dépôt du masque 3a, 3b.
Cela permet de placer la zone de séparation 4 à une profondeur précisément souhaitée du fait que la première couche de GaN 5a déposée lors de l’étape de surcroissance ELO ne « gêne » pas l'implantation d'ions.
Bien entendu, l'implantation peut être effectuée à différents stades de la phase de surcroissance latérale ELO (ou ULO), soit dans les îlots, soit à un stade intermédiaire
où les îlots ne sont pas entièrement coalescés, soit après coalescence totale des îlots.
1.3. Phase de reprise d’épitaxie 30
A l’issue des phases 20 de formation d’une zone de séparation 4 et de croissance 10 de la première couche de GaN 5a, le procédé comprend une phase de reprise d’épitaxie 30 pour former une couche épaisse de GaN 5b.
Le procédé peut-être également démarré directement à cette phase 30, par la formation d’une couche épaisse de GaN 5b, les phases de croissance 10, et de formation de la zone de séparation 20 étant optionnelles. Dans la suite du texte, il est envisagé que ces phases 10 et 20 sont appliquées.
Cette reprise par épitaxie peut être mise en œuvre par :
Epitaxie en Phase Vapeur aux OrganoMétalliques (« MOVPE ») ;
Epitaxie en Phase Vapeur aux Halogénures (ou « HVPE », sigle de l’expression anglo-saxonne « Hydride Vapor Phase Epitaxy ») ;
- Transport de Vapeur en Espace Clos (ou « CSVT » sigle de l’expression anglo-saxonne « Close-Spaced Vapor Transport ») ; ou encore par
Epitaxie en Phase Liquide (ou « LPE » sigle de l’expression anglo-saxonne « Liquide Phase Epitaxy »).
On préfère lors de cette étape mettre en œuvre la technologie « HVPE » qui permet l’obtention de trois principaux effets intéressants :
Un premier effet est que la première couche de GaN 5a est épaissie sans perdre ses qualités cristallines (on ne génère ni nouvelle dislocation, ni fissure),
Un deuxième effet est que l'on réduit encore la densité de dislocation lors de reprise d'épitaxie en HVPE, d'un facteur au moins égal à 2, au-delà de 100pm de croissance GaN (0001) (ref https://doi.Org/10.1143/APEX.5.095503)
Un troisième effet est que la couche épaisse de GaN 5 ainsi obtenue peut dans certain cas permettre la séparation spontanée de son substrat de départ 1 au niveau de la zone de séparation 4 en cas de sublimation ou de fracture mécanique de ladite zone au cours de la croissance HVPE.
Plus précisément, la reprise est réalisée selon le processus suivant : la montée en température s'effectue dans une atmosphère mixte d'azote et d'ammoniac et d’hydrogène. Dès que la température d’environ 1000°C est atteinte de façon stable, la phase de croissance d'une couche épaisse de GaN est alors amorcée en
introduisant dans la phase vapeur le chlorure de gallium (GaCI) obtenu par réaction de HCl avec du gallium liquide maintenu à une température d’au moins 800°C. Le GaCI et l'ammoniac sont partiellement pyrolisés dans la chambre de croissance dont la température est maintenue à environ 1000°C. Ainsi un dépôt monocristallin de GaN se forme progressivement au niveau substrat de nucléation (formé durant la première phase de croissance).
Il est nécessaire d'obtenir un film de GaN suffisamment épais, donc suffisamment résistant d'un point de vue mécanique pour éviter la fracture de la couche de GaN en morceaux de faible surface au cours de la séparation ainsi que pour faciliter sa manipulation sans risque de casse. La croissance se poursuit ainsi durant plusieurs heures dans ces conditions expérimentales afin d'atteindre une épaisseur d'au moins 200 microns de la couche de GaN et préférentiellement une épaisseur supérieure à 1 mm.
La croissance est alors définitivement achevée en dérivant le flux de HCl vers l'extérieur et le refroidissement s'opère dans une atmosphère constituée d'azote et d'ammoniac.
Les conditions de croissance de cette deuxième couche monocristalline 5b sont typiquement une température de croissance comprise entre 900 à 1200°C, avec une vitesse de croissance pouvant être comprise entre 50 et 500 micromètres/h, de préférence entre 70 et 200 micromètres/h.
Le cristal autosupporté brut de GaN ainsi obtenu à une épaisseur supérieure 200pm et préférentiellement supérieure à 1 mm. Son épaisseur maximale est inférieure à 10 mm voire inférieure à 5 mm.
Le diamètre du cristal autosupporté brut GaN ainsi obtenu à un diamètre supérieur à 50mm et préférentiellement un diamètre supérieur à 100mm. Son diamètre maximal est inférieur à 250 mm voire inférieure à 200 mm.
Dans ces conditions le dopage est réalisé par apport de l’élément dopant n selon le processus suivant :
- apport et concentration en oxygène sont contrôlés grâce à une maîtrise de la pureté du précurseur d’élément III et la réalisation de purges très poussées du réacteur avant croissance sous vide à une pression résiduelle inférieure à 500 torr.
Pour le Germanium : à partir d’une source solide, de GeCL, de germane, tetramethylgermanium et de Isobutylgermane ainsi que leurs dérivés. Ces gaz dopants étant alors vaporisés dans la chambre de réaction. De préférences
ces gaz dopants peuvent être préalablement mélangés en phase vapeur avec le flux de GaCI pour améliorer la répartition homogène du flux de dopage dans la chambre de croissance.
Dans le cas d’un précurseur gazeux, le réservoir de gaz est maintenu à une pression comprise entre 1 bar et 3 bars et un flux de gaz porteur (N2 et/ou H2) d’un débit compris entre 0.25 sccm et 20 sccm est appliqué.
Pour le Silicium, à partir de silane, de dichlorosilane, de tétrachlorure de Silicium, ainsi que leurs dérivés qui sont vaporisés dans la chambre de réaction. Dans le cas du dichlorosilane (1 % dilué dans 99% N2 (ou H2) un flux compris entre 1 et 20 sccm est appliqué. De préférences ces gaz dopants peuvent être préalablement mélangés en phase vapeur avec le flux de GaCI pour améliorer la répartition homogène du flux de dopage dans la chambre de croissance.
Le silicium et le germanium peuvent être introduits conjointement, ce qui conduit à un système à 3 dopants.
1.4. Phase de séparation 40
Une phase 40 de séparation est également mise en œuvre, celle-ci est dépendante de la variante implémentée pour la phase 20 de formation de la zone de séparation 4.
Dans le cas d’une implantation d’ions, la phase 40 de séparation spontanée a lieu du fait du cycle thermique (reprise d'épitaxie à haute température et refroidissement) que subit la couche épaissie de GaN 5 qui, à cause de la différence de coefficients de dilatation thermique entre le substrat de départ 1 et la couche épaisse de GaN 5, engendre des contraintes provoquant sa séparation.
Dans le cas du dépôt d’une couche intermédiaire sacrificielle, cette séparation intervient durant de la reprise d’épitaxie par vaporisation spontanée de la couche intermédiaire ou bien par fracture mécanique au niveau de la couche dite sacrificielle. Dans le cas de séparation post croissance, un laser peut être utilisé pour vaporiser la couche sacrificielle.
On obtient ainsi un cristal de GaN 5 autosupporté tel qu’illustré à la figure 3. Comme il est courant en HVPE, le cristal de GaN 5 comprend des excroissances 51 sous forme de pyramides hexagonales sur une face avant 52.
Un tel cristal, illustré figure 3, est bombé et présente un rayon de courbure inférieur à 25 mètres et préférentiellement inférieur à 20 mètres (rayon de courbure de la face avant 52, comme de la face du cristal opposée à ladite face avant 52
Dans l’exemple de la figure 3, ce rayon de courbure est de 5 mètres ou plus ; par ailleurs, le cristal 5 a en outre une densité de dislocations traversantes 107cm 2 ou inférieure, de préférence inférieure à 5x106cm-2.
Le cristal de GaN 5 ayant été formé sur un substrat de départ présentant un angle de troncature (ou « miscut » en anglais) non nul, présente également un angle de troncature non nul, l’orientation des plans cristallins se propageant d’une couche à l’autre. Par exemple, dans le cas d’un substrat de saphir 1 d’angle de troncature égale à 4 degrés, la face de croissance du cristal 5 présente un angle de troncature égale à 4 degrés, de préférence compris entre 0.1 et 1 degré sur toute sa surface.
1.5. Phase de rectification 45
Une fois le cristal de GaN 5 séparé du substrat de départ 1 , on procède à sa rectification. Les techniques actuelles permettent de contrôler l’élimination d’une épaisseur de couche à 10 micromètres près.
1.6. Phase de finition 50
On procède ensuite à l’opération de finition pour former des plaquettes GaN. On procède à une rectification de la face arrière et des cotés ou chants de la plaquette, au polissage afin d’obtenir un état de surface acceptable pour l’application.
Ainsi, le procédé proposé est particulièrement adapté à la fabrication de tranches ou de plaquettes de matériau semi-conducteur, notamment des tranches ou de plaquettes de matériau d’éléments de groupe 13 et 15 du tableau périodique, plus particulièrement des tranches ou de plaquettes composées de nitrure d’élément 13, de préférence de GaN, de grand diamètre, supérieure à 50 mm, de plus 100 mm ou même 150 à 200 mm.
La tranche ou plaquette de matériau semi-conducteur selon la figure 3, formée selon le procédé de l’invention, présente une épaisseur de 200 à 2000 micromètres et une excellente qualité cristalline telle que la largeur à mi-hauteur du pic de diffraction des rayons X (DRX) de la raie (002) autour de l’angle w en condition symétrique des films de GaN (0001) est inférieure à 130 Arc.sec.
Selon un autre procédé possible, à titre d’illustration et à la différence du procédé précédemment décrit, le matériau monocristallin selon l’invention est obtenu par croissance sur un substrat de départ ou germe, par exemple du saphir sur lequel a été déposé de préférence préalablement une couche de nitrure de GaN, de préférence d’au moins quelques micromètres et moins de 10 micromètres. La
croissance réalisée dans un réacteur de type HVPE. Le dépôt épitaxial est réalisé dans les mêmes conditions que la phase 30 décrite précédemment mais poursuivie suer une durée plus longue afin de former une couche de plusieurs mm.
Le cristal subit une opération de détourage puis une découpe en plusieurs tranches ou plaquettes ayant typiquement de 100 à 600 micromètres d’épaisseur à l’aide d’une scie à fil soit « loose wire saw » (particules abrasives dans une barbotine qui vient imprégner le fil avant découpe), soit « fixed wire saw » (particules abrasives préalablement fixées sur le fil). Les étapes de finition (prépolissage, polissage) sont similaires au procédé précédemment décrit.
La présente invention et ses avantages sont illustrés à l’aide des exemples suivants. Les exemples selon l’invention ne doivent bien entendus par être considérés comme limitatifs de sa mise en œuvre.
Exemples de réalisation
Dans l’exemple 1 (comparatif) la croissance de GaN est réalisée par HVPE sur la base d’un substrat telle que décrite par exemple par WO/03100839A2 selon substrat selon le processus décrit par exemple par la publication incorporée par préférence WO/03100839A2 à l’étape (iii). Le ratio de débit (volumique) de N2/(N2+H2) est de 0,2. De plus, dans le cas présent, la température de croissance est maintenue à 930°C. La structure du front de croissance FC observée au Microscope électronique à Balayage est illustrée par les figures 4a et 4b.
La figure 4c schématise la structure d’une plaquette selon l’invention, après rectification polissage, laissant entrevoir des premières zones issues de la croissance de facettes non-basales avec des zones issues de la croissance de facettes basales.
Dans l’exemple 2 (comparatif) à la différence de l’exemple précédent, pendant la phase de croissance HVPE à l’étape 30 comme schématisé selon la figure 1 de l’Oxygène est introduit en phase gazeuse (par exemple 1 %02 dilué dans 99% N2 flux envoyé entre 0.2 sccm et 10 sccm) afin d’introduire un dopage de type n dans le matériau GaN.
Dans l’exemple 3 (selon l’invention) à la différence de l’exemple précédent du Germanium est aussi introduit sous forme de GeCL selon un flux de 2 sccm afin de permettre le co-dopage du matériau GaN, jusqu’à la fin de la croissance HVPE.
Des mesures SIMS ciblées dans les zones à facettes basales (0001) et dans les zones non basales, nous avons pu estimer la quantité respective d’atomes incorporés. Pour cela un faisceau d’ions est appliqué sur la surface afin d’ioniser
localement une partie du matériau. Cela permet d’en analyser les atomes qui le composent (alliage, dopage ou impuretés). Une ligne de mesure est effectuée sur une longueur d’environ 0.9 mm. Le faisceau d’ions incident choisi permet d’analyser la composition de la matière dans cercle de diamètre d’environ 10 pm sur environ 1 5 pm de profondeur. Chaque cratère (ou point d’impact du faisceau) de la ligne est espacé d’environ 50pm.
En utilisant ce protocole et de par la densité des zones de GaN issues de la croissance des facettes basales par rapport aux zones de GaN issues de la croissance des facettes non basales, au moins une mesure SI MS est effectuée dans 10 une zone de GaN issue de la croissance de facettes basales (0001). Une fois les mesures effectuées, la zone analysée est imagée par cathodo-luminescence afin d’attribuer de manière certaine les mesures SIMS aux différentes zones du GaN.
En complément, la densité de porteurs libres et la résistivité moyenne de la couche de GaN mesurées par la méthode Van der Pauw sont aussi présentées dans 15 le tableau 1 suivant :
Tableau 1 : mesure SIM S effectuées sur des échantillons NID (ou non dopé), dopé
O et dopé O+Ge ; LDD = limite de détection (6*1015 cm 3)
La qualité cristalline DRX est déterminée par mesure de la largeur à mi-hauteur du 20 pic de diffraction des rayons X de la raie (002) autour de l’angle w en condition symétrique des plans de GaN (0001).
On observe que la quantité d’éléments Oxygène dans les facettes (0001) n’augmente que faiblement avec le dopage à la différence de celle des zones non basales à croissance 3D.
Lorsque l’élément germanium est introduit, la concentration de Ge obtenue est similaire dans les zones de croissances issues des facettes (0001) par rapport aux zones de croissances issues des facettes non basales.
Les exemples 2 et 3 ont des propriétés similaires en moyenne (densité de porteur libre et résistivité) et améliorées par rapport à l’exemple 1 mais l’exemple 3 selon l’invention montre une répartition des dopants bien plus homogène tout en présentant une qualité cristalline tout à fait satisfaisante et une densité surfacique de macro-inclusions acceptable.
Également, selon les expériences des inventeurs, la concentration minimale d’atomes Ge ou Si dans la zone à facettes (0001) est de préférence supérieure à 1.0x1017 atomes /cm3 et la concentration maximale d’atomes O dans les zones issues de la croissance des facettes non basales est de préférence inférieure 2.0x1018 atomes /cm3. Il est ainsi possible d’atteindre une résistivité moyenne de la couche de GaN inférieure à 25 mohm.cm, ou même inférieure à 20 mohm.cm tout en gardant une concentration cumulée d’atomes d’O, Si et Ge reste inférieure à 1.0x1019 atomes/cm3 de cristal dans les 2 domaines. Également, la concentration d’atomes Ge + Si peut être supérieure à 2.0x1017 atomes /cm3, préférentiellement supérieure à 8.0x1017 atomes /cm3. En outre, la concentration d’atomes d’O peut être préférentiellement inférieure à 1.0x1018 atomes /cm3.
Des mesures Raman ont également été effectuées sur les zones issues de la croissance des facettes (0001) à l’aide d’un spectromètre Raman Thermo DXRxi. Ce spectromètre est dédié à l’imagerie Raman rapide avec une capacité d’acquisition maximale de 600 spectres/s. Dans une configuration, l’analyse est effectuée avec un laser de 532nm, de puissance de 10 mW. Le faisceau laser est focalisé sur l’échantillon au travers d’un microscope proposant un niveau de grossissement de 50x.
Il est connu que la variation de densité de porteurs libres influe sur la position du pic A1 (LO) du spectre Raman du GaN. Plus le nombre d’ondes augmente, plus l’échantillon possède une densité de porteurs libres élevée. Les figures 5a et 5b montrent la variation de position du pic A1 (LO) en fonction du taux de dopage lié au débit de GeCL on remarque que lorsque le dopage se fait uniquement par oxygène, la position du pic A1 (LO) dans les zones à facettes (0001) ne varie pas, on peut donc
estimer que la densité de porteurs libres dans ces zones est similaire à celle d’un échantillon sans dopage intentionnel Lorsque le dopage se fait de manière mixte ( en l’occurrence Germanium + Oxygène), la position du pic varie, ce qui indique une augmentation du nombre de porteurs libres dans les zones à facettes (0001). Ainsi le monocristal de l’exemple 3 selon l’invention possède conjointement un pic Raman A1(LO) > 734 cm-1 sur toute sa surface.
L’exemple 4 et la figure 6 montrent que l’augmentation du ratio de débit volumique N2/(N2+H2) dans la chambre de réaction accroît le dopage dans les zones issues de la croissance des facettes (0001).
Ainsi l’invention permet de faire coexister des facettes basales (0001) et non basales au sein d’un même front de croissance tridimensionnel au cours de la croissance HVPE du GaN, tout en ayant des propriétés optiques et électriques plus homogènes qu’avec un simple dopage oxygène après mise en forme de la couche de GaN et obtention d’une surface bidimensionnelle.
L’avantage de l’homogénéité accrue des propriétés matériau est d’améliorer la distribution de courant dans les LED, laser et transistor de puissance fabriqués à partir de notre produit. Pour les applications optiques, cela conduit aussi à l’amélioration de l’homogénéité de l’absorption de la couche de GaN.
Ces deux avantages sont bénéfiques lors de la fabrication de dispositifs, ces derniers ne possédant pas alors de variation significative de leurs caractéristiques au sein d’une même plaque.
Claims
1. Procédé de fabrication d'un matériau monocristallin semi-conducteur de nitrure d’élément 13, en particulier de GaN, comprenant les étapes de : dépôt d’au moins une couche monocristalline par croissance épitaxiale tridimensionnelle sur un substrat de départ, ladite couche comportant des zones issues de la croissance de facettes basales, présentant des facettes perpendiculaires à la direction du front de croissance formées par le plan basal (0001), et des zones issues de la croissance de facettes d’orientations différentes dites non-basales, présentant des facettes non-perpendiculaires par rapport à la direction du front de croissance ; apport d’un gaz dopant n comportant un premier élément chimique choisi parmi les éléments chimiques du groupe 16 du tableau périodique, et au moins un second élément chimique choisi parmi les éléments chimiques du groupe 14 du tableau périodique, de telle sorte que la concentration du second élément dans les zones issues de la croissance des facettes basales est supérieure à 1.0x1017/cm3, et la concentration du premier élément dans les zones issues de la croissance des facettes non-basales est inférieure à 2.0x1018/cm3.
2. Procédé de fabrication selon la revendication 1 dans lequel le second élément chimique du gaz dopant n est du germanium, formé à partir d’une source solide, de GeCU, de germane, tetramethylgermanium et de Isobutylgermane ainsi que leurs dérivés, et/ou, le second élément chimique du gaz dopant n est du silicium, formé à partir d’une source solide, de silane, de dichlorosilane, de tétrachlorure de Silicium, ainsi que leurs dérivés.
3. Procédé de fabrication selon l’une des revendications précédentes dans lequel le premier élément chimique du gaz dopant n est de l’Oxygène.
4. Procédé de fabrication selon l’une des revendications précédentes dans lequel le gaz dopant n est mélangé en phase vapeur avec un flux de Chlorure de Gallium gazeux.
5. Procédé de fabrication selon l’une des revendications précédentes dans lequel la croissance épitaxiale est mise en œuvre par HVPE à une vitesse de croissance inférieure à 450 pm/h.
6. Procédé de fabrication d'un substrat de semi-conducteur de nitrure d’élément
13, en particulier de GaN, comprenant les étapes de : fabrication d'un matériau monocristallin semi-conducteur de nitrure d’élément 13 sur un substrat de départ selon l’une des revendications précédentes, séparation du matériau monocristallin du substrat de départ ; rectification par élimination de l’épaisseur du matériau monocristallin afin d’obtenir une plaquette de nitrure d’élément 13 d’une épaisseur comprise entre 250pm et 2000pm.
7. Plaquette de nitrure d’élément 13 bidimensionnelle, en particulier de GaN, obtenu par croissance épitaxiale tridimensionnelle, comportant des zones issues de la croissance de facettes basales, i.e. présentant des facettes perpendiculaires à la direction du front de croissance formées par le plan basal (0001), et des zones issues de la croissance de facettes d’orientations différentes dites non-basales, i.e. présentant des facettes non- perpendiculaires par rapport à la direction du front de croissance, caractérisée en ce que :
les zones issues de la croissance de facettes non-basales comportent un premier élément chimique choisi parmi les éléments chimiques du groupe 16 du tableau périodique, dont la concentration est inférieure à 2.0x1018/cm3, les zones issues de la croissance de facettes basales comportent au moins un second élément chimique choisi parmi les éléments chimiques du groupe 14 du tableau périodique, dont la concentration est supérieure à 1.0x1017/cm3.
8. Plaquette de nitrure d’élément 13 bidimensionnelle selon la revendication 7 dans laquelle la concentration du second élément dans les zones issues de la croissance de facettes basales est supérieure à 2.0x1017/cm3, et la concentration du premier élément dans les zones issues de la croissance de facettes non-basales est inférieure à 1.0x1018/cm3.
9. Plaquette de nitrure d’élément 13 bidimensionnelle selon l’une des revendications 7 à 8 dans laquelle la concentration cumulée des premier et second élément chimiques est inférieur à 2,0x1019/cm3.
10. Plaquette de nitrure d’élément 13 bidimensionnelle selon l’une des revendications 7 à 9, dans laquelle le second élément chimique est du germanium et/ou du silicium.
11. Plaquette de nitrure d’élément 13 ou III selon l’une des revendications 7 à 10 dans laquelle le matériau de la plaquette présente un ratio atomique (Silicium +Germanium) /Oxygène compris entre 0, 5 et 5.
12. Plaquette de nitrure d’élément 13 bidimensionnelle selon l’une des revendications 7 à 11 , dans laquelle les zones de croissance de facettes basales représentent moins de 60 % et préférentiellement de 5% à 25% de la surface supérieure de la plaquette.
13. Plaquette de nitrure d’élément 13 bidimensionnelle selon l’une des revendications 7 à 12, dans laquelle la qualité cristalline mesurée par la largeur à mi-hauteur du pic de diffraction des rayons X (DRX) de la raie (002) autour de l’angle w en condition symétrique des plans de GaN (0001) inférieure à 130 Arcsec, de préférence inférieure à 100 Arcsec, de préférence inférieure à 90 Arcsec, voire inférieure à 60 Arcsec et la largeur à mi-hauteur du pic de diffraction des rayons X (DRX) de la raie 201 autour de l’angle w en condition oblique des films de GaN (0001) inférieure à 240 Arcsec de préférence inférieure à 140 Arcsec, voire inférieure à 100 Arcsec.
14. Plaquette de nitrure d’élément 13 ou III selon l’une des revendications 7 à 13 dans laquelle le matériau de la plaquette présente une résistivité électrique moyenne inférieure à 25 mohm.cm.
15. Utilisation d'une plaquette de nitrure d’élément 13 ou III selon l’une des revendications 7 à 14 comme substrat pour la fabrication de composants optoélectroniques, tels que des diodes électroluminescentes, des diodes laser, des transistors verticaux pour l’électronique de puissance, des transistors
horizontaux pour l’électronique de puissance ou les télécommunications (Radio-Fréquence), des diodes redresseuses de courant ou des capteurs.
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