Évolution des propriétés structurales

La qualité cristalline des couches minces hétéro-épitaxiées est principalement mesurée à travers des expériences de diffraction des rayons X (DRX), notamment des balayages 𝜔 (rocking curve ou 𝜔-scan) sur des raies symétriques (00l) et asymétriques (h0l) [49, 269]. Comme l’incidence du faisceau est plus rasante lors de la mesure de raies asymétriques, il est attendu que les couches les plus superficielles contribuent majoritairement à l’intensité du signal diffracté. Les balayages 𝜔 génèrent des pics dont la largeur à mi-hauteur (LMH) est de l’ordre du centième de degré (36 secondes d’arc) pour un matériau monocristallin de très haute qualité, mais plutôt de l’ordre du dixième de degré (360 secondes d’arc) pour une couche III-N hétéro- épitaxiée. Les relations entre LMHs et qualité cristalline (§1.8-1.9) sont explicitées dans le Tableau 4.3. Des études précédentes ont ainsi montré que les principaux défauts rencontrés dans ces matériaux sont les dislocations traversantes de type a (coin) et de type (a+c) (mixtes), et que leur densité diminue significativement avec l’épaisseur de couche [45, 270].

Tableau 4.3 – DRX : liens entre les largeurs à mi-hauteur de balayages 𝜔 (rocking curves) et la qualité cristalline de couches III-N hétéro-épitaxiées.

A B C D E F

mince mince épaisse épaisse épaisse épaisse

GaN, AlGaN 800 800 800 800 800 800

AlN 920 830 920 830 830 800

Couche de nucléation 200 200 42 42 42 42

Intercalaire AlN aucun aucun 120 120 200 200

Intercalaire AlGaN aucun aucun 250 250 250 250 Couche tampon GaN 500 500 1500 1500 1500 1500

Échantillons

Témpérature de croissances (°C)

Épaisseurs (nm)

Raie symétrique (00l) Raie asymétrique (h0l)

GaN (002) / AlN (002) GaN (302) / AlN (101), AlN (103) Mesurées en condition symétrique Mesurées en condition symétrique oblique

Tilt moyen Contributions du twist (>70 %) et du tilt (< 30%)

• Dislocations vis traversantes (type c) • Dislocations mixtes traversantes (type a+c) • Dislocations ayant une composante dans le plan (boucles, dislocations inclinées) et une composante du vecteur de Burgers de type coin hors plan

Toutes les dislocations

Informations sur la mosaïcité

Figure 4.4 – DRX : Largeur à mi-hauteur de balayages 𝜔 [271].

Les LMHs correspondant aux échantillons du Tableau 4.2 sont présentées dans la Figure 4.4. La réduction de la température de croissance de l’AlN se matérialise par une forte augmentation de la LMH mesurée sur la raie (002) de l’AlN (𝐿𝑀𝐻_{𝐴𝑙𝑁(002 )}) entre les plaques A et B, de 1008 à 1890 secondes d’arc. Cette augmentation conséquente (+ 90 %) contraste avec l’élargissement plus modéré des pics mesurés sur les raies asymétriques AlN(101) et AlN(103), à hauteur de 5 et 20 % respectivement. Cela pourrait être dû à la différence de configura t io n entre la mesure sur les raies symétriques et asymétriques (Tableau 4.3). En effet, en raison d’une incidence plus rasante du faisceau de photons X pour ces dernières, il est possible que la contribution de la partie supérieure de la couche de nucléation, c’est-à-dire la zone la moins défectueuse, domine plus largement le signal diffracté. Dans l’ensemble, ces variatio ns indiquent une dégradation certaine de la qualité cristalline de la couche de nucléation. En revanche, sur ces deux mêmes échantillons, nous remarquons que les LMHs relatives à la couche tampon GaN présentent un écart inférieur à 2 %. Ainsi, il semble que la qualité cristalline de la couche tampon GaN ne soit pas significativement altérée par la dégradation observée sur la couche AlN sous-jacente. À ce stade, la raison pour laquelle, à basse température, une plus grande proportion de dislocations traversantes est éliminée entre la couche de nucléation AlN et la couche tampon GaN n’est pas claire. Une approche qui permettrait peut-être de remonter à l’origine de cette amélioration serait la mise en œuvre d’une étude statistique de la

microstructure de la couche GaN par microscopie électronique en transmission (la couche AlN étant trop défectueuse pour permettre de distinguer les mécanismes de filtrage des défauts) . Cette étude n’a pas pu être menée en raison de l’indisponibilité de notre microscope (MET).

En résumé, pour ces structures minces, il est possible de réduire la température de croissance jusqu’à 830 °C tout en conservant une qualité cristalline standard dans la couche tampon GaN, au vu des pics de diffraction mesurés. De plus, à partir des 𝐿𝑀𝐻_{𝐺𝑎𝑁(302)}, nous pouvons estimer de façon empirique une densité de dislocations traversantes (DDT) de l’ordre de 1,5 – 2,0.1010 _cm-2 _{[272]. Enfin, au regard des rugosités RMS, estimées à partir d’images}

AFM 5 x 5 µm2_{, la morphologie de surface ne semble pas être affectée par la réduction de la}

température de croissance de l’AlN (Figure 4.5).

Figure 4.5 – AFM : Images 5 x 5 µm2 _{de la surface des échantillons A (a) à F (f) obtenues en}

mode tapping [271].

Dans un deuxième temps, l’effet de l’épaississement de la couche tampon de 0,5 à 1,5 µm, permis par l’introduction des couches intercalaires AlN/AlGaN, se matérialise par l’amélioration des LMHs entre les échantillons A et C, réduites d’environ 35 %, confirmant les observations d’autres auteurs sur des hétérostructures similaires [45]. Dans le même temps, nous observons entre ces deux échantillons une augmentation significative de la rugosité RMS, qui peut être expliquée par le mécanisme de rugosité cinétique décrit dans la référence [270]. L’effet

de la réduction de la température de croissance de l’AlN sur les structures épaisses est observé en comparant les échantillons C et D. En particulier, les LMHs des raies asymétriques de l’AlN subissent un élargissement de 6 à 12 % (Figure 4.4). De façon similaire aux structures minces, nous interprétons ce résultat comme une dégradation de la qualité cristalline, notamment de l’intercalaire AlN, en raison de l’incidence plus rasante pour ces raies. Cependant, contraire me nt aux structures minces, cette dégradation se retrouve également dans la LMH de la raie GaN(302) de l’échantillon D, élargie d’environ 150 secondes d’arc, soit 8 % par rapport à l’échantillon C. Autrement dit, la dégradation de la qualité cristalline de l’intercalaire AlN affecte notableme nt la qualité cristalline de la couche tampon GaN. Notons toutefois que, en dépit de cette dégradation, la qualité cristalline de la couche tampon demeure meilleure sur l’échantillon D que sur les structures minces A et B.

Dans un troisième temps, dans la continuité des résultats obtenus sur les structures minces, nous avons exploré la possibilité de réaliser des structures épaisses à 830 °C ou moins , sans dégradation de la qualité cristalline de la couche tampon. Dans cette perspective, l’intercalaire AlN a été épaissi, de 120 nm sur les échantillons C et D, à 200 nm sur l’échantillon E. L’effet de cet épaississement sur 𝐿𝑀𝐻_{𝐺𝑎𝑁(302)} est bien visible, puisque celle- ci est réduite de 2171 secondes d’arc sur D, à 2041 secondes sur E, c’est-à-dire à une largeur comparable à celle obtenue lorsque l’AlN est épitaxié à 920 °C (𝐿𝑀𝐻_{𝐺𝑎𝑁(302)} = 2012 secondes sur l’échantillon C). Ainsi, la qualité cristalline de la couche tampon GaN semble être conservée en dépit de la dégradation observée sur l’intercalaire AlN suite à la réduction de la température de croissance. D’après les valeurs 𝐿𝑀𝐻_{𝐺𝑎𝑁(302)}mesurées sur les échantillons C et E, nous pouvons estimer de façon empirique une DDT voisine de 6.109 _cm-2_{, soit environ 3 fois moins}

que sur les structures minces A et B [272]. De plus, la rugosité RMS de la surface des échantillons C à E, comprise entre 3,2 et 3,6 nm, ne nous permet pas de mettre en évidence une modification de la morphologie de surface liée à la réduction de la température de croissance de l’AlN.

Enfin, nous avons exploré la possibilité de réduire davantage la température de croissance de l’AlN, grâce à la couche intercalaire AlN plus épaisse (200 nm). L’échantillon F a été fabriqué dans cette optique, avec une température de croissance réduite à 800 °C pour l’AlN. Dans ce cas, nous observons un élargissement conséquent des pics de diffraction à la fois

pour l’AlN et pour le GaN (Figure 4.4). Plus particulièrement, les LMHs symétriques et asymétriques relatives à la couche tampon GaN augmentent de 20 à 30 %.

En conclusion, au regard des propriétés structurales, évaluées par DRX, il semble que la température de 830 °C constitue la limite basse pour la croissance de l’AlN dans le cadre de la fabrication d’hétérostructures AlGaN/GaN par NH3-MBE.