b Endommagement de la maille pendant l’implantation

Les premiers travaux portant sur l’implantation dans le GaN remontent aux années 70. Pankove et Hutchby ont étudié l’impact de l’implantation de nombreuses espèces dans des couches de GaN sur les spectres de photoluminescence et ils ont notamment identifié le Mg comme étant l’accepteur le moins profond du GaN [106], [107]. Par la suite, de nombreuses études ont porté sur l’endommagement du GaN en fonction des conditions d’implantation [17], [108]–[115].

Une des principales caractéristiques du GaN et des autres composés de type AlxGa1-xN est qu’ils

présentent un fort effet de recuit dynamique pendant le procédé d’implantation. On regroupe sous le terme de recuit dynamique la mobilité et les interactions (agrégation, annihilation,…) des défauts ponctuels induits par le procédé suite au recouvrement des cascades de collisions pendant l’implantation. Cet effet se traduit par une forte résistance à l’amorphisation du GaN par rapport à d’autres matériaux (par exemple le Si) et à un régime d’accumulation des défauts particulier comme on le verra juste après. Les défauts ponctuels générés peuvent évoluer en défauts plus étendus tels que des boucles des dislocations (qui peuvent avoir un impact sur les propriétés électroniques de la couche)

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[108] des clusters de défauts (Figure 19.a) [109] ou encore des défauts planaires correspondant probablement à des fautes d’empilement (Figure 19.c et d) [111], [112]. Cet effet n’est encore que partiellement compris et il a un impact direct sur la génération des défauts d’implantation.

Figure 19 : Exemple d’image HRTEM de couches de GaN implantée a) à température ambiante avec une dose de 4.7.1015 at/cm² de terre rare à 300 keV. Les flèches indiquent des clusters lacunaires. [109] b) à température ambiante avec une dose de 7.1014

at/cm² d’or à 300 keV [111] et c) à 500 °C avec une dose de 8.1015 at/cm² d’Eu à 300 keV [112].

Une étude récente effectuée par Faye et al. [110] sur l’implantation d’Ar à 200 keV à température ambiante dans des couches de GaN et AlGaN, met en évidence par étude RBS les différents niveaux d’endommagement caractéristiques des matériaux présentant un fort recuit dynamique (Figure 20). Tout d’abord, pour des doses implantées faibles (<1014 at/cm²), les défauts formés sont principalement des défauts ponctuels résultant de cascades de collisions séparées les unes des autres et ils entraînent une augmentation linéaire du niveau d’endommagement mesuré par RBS. Une saturation de la formation de défauts est observée lorsqu’on augmente la dose depuis 1014at/cm² jusqu’à environ 1015at/cm². Elle provient d’un effet de recombinaison des défauts ponctuels induits par la superposition des cascades de collision. Des défauts plus importants, comme des clusters ou des fautes d’empilement peuvent aussi commencer à apparaître pour les doses les plus fortes de la gamme. Pour des doses supérieures à 1015at/cm², le niveau de dégradation augmente à nouveau et la formation de clusters de défauts, de défauts étendus et de fautes d’empilement s’accélère jusqu’à à nouveau saturer pour des doses proches de 7.1015 at/cm². Cette dégradation peut donner lieu à la formation progressive de nano- cristaux désorientés et de cluster lacunaires (Figure 19.a) depuis la surface vers l’intérieur de la maille [109]. Le cinquième stade, correspondant à l’amorphisation de la couche, n’est pas observé dans toutes les études. Cette amorphisation est généralement observée au niveau d’une couche de surface lors d’implantation à température ambiante. L’apparition d’une couche amorphe enterrée est peu commune à moins d’effectuer une implantation à basse température [111], [115]. A noter que, comme l’ont montré Kucheyev et al. [111], l’évolution de la défectivité dépend de la taille de l’espèce implantée. Ainsi, les paliers seront atteints pour de plus faibles doses pour des ions dits « lourds » (Au, terres rares..) et à plus hautes doses pour des ions dis « légers » (C, Mg, Si…). Par exemple l’apparition d’une couche amorphisée enterrée dans le GaN peut être observée après une implantation avec une dose >3.1016 at/cm² pour le C, >1016 at/cm² pour l’Ar et >1015 at/cm² pour l’Au [17], [111], [115], [116].

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Figure 20 : Présentation de l’évolution du niveau de défaut extrait de mesure RBS suite à l’implantation d’Ar à 200 keV dans

différents composés AlGaN. a) échelle logarithmique b) échelle linéaire [110].

Quelques études portent plus spécifiquement sur l’implantation de Mg [117]–[120]. Certaines évaluent l’intérêt de l’implantation à chaud (<500 °C) pour réduire les défauts induits par le procédé mais soulignent le risque de formation de défauts stables pendant les recuits à haute [118], [119]. Wenzel et al. [118] n’identifient pas de variation significative de la dégradation de la couche avec une augmentation du flux d’implantation entre 0,20 et 20 µA/cm². Ils évaluent cependant que la majorité des défauts induits par l’implantation seraient des défauts ponctuels jusqu’à une dose critique de 2,5.1015 at/cm². Une étude par annihilation de positron par Uedono et al. [120] montre aussi que la majorité des défauts induits par l’implantation de Mg dans le GaN seraient des lacunes de type (V(Ga))2 couplées à des

V(N). On peut noter que ces résultats sont en accord avec l’étude de Faye et al. [110].

Ce qui ressort de ces études est que la génération de défauts dans les couches de GaN implantées est un phénomène complexe, dépendant de nombreux paramètres et qu’à notre connaissance, aucun modèle quantitatif n’a pu être proposé pour la décrire. Néanmoins, comme nous le verrons par la suite, les doses d’implantation utilisées pour le dopage du GaN ne dépassent généralement pas les quelques 1015 at/cm² afin d’atteindre des concentrations de dopant de l’ordre de 1019 à 1020 at/cm3. Les espèces généralement utilisées pour ce procédé étant le Mg et le Si, et donc des ions relativement « légers », on s’attend à ce que les défauts induits par l’implantation soient majoritairement des défauts ponctuels et non pas des défauts étendus tels que ceux présentés en exemple sur la Figure 19.