Cinq couches d'AlN présentant diérentes densités de dislocations vis ont été caractérisées par diraction de rayon X. Les valeurs des largeurs à mi-hauteur (FWHM) des raies symétriques (0002) et asymétriques (1013) sont données dans le tableauII.18a. Les valeurs que nous obtenons sont équivalentes aux meilleurs résultats de la littérature pour des couches AlN épitaxiées sur silicium [52,63,70].
Figure II.18 (a) Largeurs à mi-hauteur des raies (0002) et (1013) et densité de dislocations vis pour cinq surfaces d'AlN sur Si(111). (b) Évolution des largeurs à mi-hauteur des raies (0002) et (1013) en fonction de la densité de dislocation vis.
Les valeurs des raies (0002) sont souvent utilisées dans la littérature pour évaluer la densité de dislocations présente dans un échantillon et la qualité de la couche épitaxiée. Les raies symétriques (0002) correspondent à la diraction des plans perpendiculaires à la direction de croissance, c'est à dire suivant les plans (0001). La mesure FWHM de ces raies sera donc sensible aux dislocations traversantes se propageant suivant l'axe [0001] ainsi qu'à la désorientation des îlots d'AlN par rapport à ce même axe (appelé le "tilt"). Ainsi, une faible valeur FWHM signie que la surface est de bonne qualité. Cependant, les moyens utilisés dans la littérature pour déterminer cette densité de dislocations sont souvent approximatifs et il n'a jamais été établi de façon précise la relation entre les mesures FWHM et la densité de dislocations. Il a été possible grâce à la résolution du NC-AFM de quantier plus précisément la densité de dislocations vis et donc de mettre
en évidence la relation avec les mesures FWHM. L'évolution des mesures FWHM en fonction de la densité de dislocations vis est présentée sur la courbe de la gure II.18b. On constate que les valeurs des mesures FWHM varient de façon linéaire avec la densité de dislocations vis émergentes de la couche d'AlN : la diminution du nombre de dislocations entraîne une diminution des FWHM. Les données expérimentales obtenues corroborent bien la théorie énoncée plus haut.
Les raies asymétriques (1013) quant à elles, correspondent à la diraction des plans perpendi-culaires au plan de croissance et seront uniquement sensibles à la désorientation des plans d'AlN dans le plan de croissance (0001) (appelé le "twist"). La courbe de la gure II.18b met cepen-dant en évidence l'évolution linéaire des dislocations traversantes en fonction des FWHM. Cela indique que la densité de dislocations vis est directement reliée à la désorientation des diérents plans d'AlN, et évolue de façon proportionnelle.
Les mesures eectuées par diraction de rayons X prouvent bien que les FWHM sont extrê-mement dépendantes de la densité de dislocations traversantes, la désorientation des plans (tilt et twist) étant directement liée à cette densité.
Conclusion
Les études dans ce chapitre ont été menées an d'obtenir une surface d'AlN ne présentant aucun défaut de surface. Nous avons vu qu'il n'a pas été possible d'obtenir un tel résultat. Les modications des diérents paramètres de croissance : la température, l'épaisseur et le ratio III/V durant la croissance n'ont pas permis de ramener la densité de dislocations à 0, ou à des valeurs permettant le dépôt et l'étude de molécules et de nano-îlots métalliques. Nous avons déterminé que certaines dislocations coins pouvaient être créées lors de croissances réalisées à trop hautes températures (> 1050◦C) et dans des environnements pauvres en ammoniac. Il est également possible de diminuer la densité de dislocations vis à l'aide de dépôts successifs. Ce phénomène a également été observé lors de la croissance de lms d'AlN sur substrats de SiC et demeure encore incompris.
Le désaccord de paramètre de maille entre le silicium et l'AlN s'avère être le frein principal à l'obtention de surfaces sans dislocation, en plus de la qualité médiocre des surfaces de sili-cium après désoxydation. Ces deux paramètres entraînent un début de croissance 3D, qui induit une densité de dislocations totale proche de 400 par µm2 dans le meilleur des cas. Les études eectuées sur le SiC au chapitre IV ainsi que sur Si(111) pendant la rédaction de cette thèse, indiquent qu'un début de croissance à très basse vitesse permet de débuter la croissance dans de meilleures conditions.
Bien que les résultats obtenus dièrent de nos attentes initiales, ils apportent une contribu-tion au domaine de l'épitaxie. Les dislocacontribu-tions de surface de l'AlN n'avaient à ce jour jamais été étudiées ou caractérisées à l'echelle locale et aucune étude n'était en mesure de donner une
éva-luation précise de la densité de dislocations émergentes ou de leur évolution suivant les diérents paramètres de croissance. La caractérisation de la surface d'AlN nécessitera encore beaucoup de travail et des études plus poussées permettront d'en apprendre plus sur les dislocations vis et coins.
Les mesures par diraction de rayon X ont permis de révéler plusieurs choses. Tout d'abord que la qualité des couches d'AlN obtenues sont équivalentes à ce qui se trouve dans la littérature.
Mais également de conrmer le lien entre la densité de dislocations vis et la désorientation "tilt"
des plans d'AlN, et de mettre en évidence le lien avec la désorientation "twist".
Pour conclure, le silicium(111) s'avère ne pas être un substrat adapté à la croissance de lms d'AlN de qualité susante pour satisfaire notre cahier des charges quelles que soient les conditions de croissance. Le désaccord paramétrique induisant beaucoup trop de contraintes et de défauts dans les lms d'AlN obtenus.
Étude des surfaces de 4H-SiC et 6H-SiC
Sommaire
Introduction. . . . 70 III.1 Le carbure de silicium. . . . 70 III.2 Préparation de la surface et protocole de croissance . . . . 72 III.2.1 Préparation de la surface . . . 72 III.2.2 Protocole de croissance . . . 73 III.3 Étude par STM, NC-AFM et clichés de diraction RHEED des
reconstructions de surface du 4H-SiC et du 6H-SiC. . . . 73 III.4 Modèles théoriques des structures atomiques des reconstructions
de surface du SiC . . . . 77 III.4.1 Structures atomiques des reconstructions de surface (√
3×√
3)R30◦ et (3×3) . . . 78 III.4.2 Structure atomique de la reconstruction de surface (12×12) . . . 79 III.4.3 Structure atomique de la reconstruction de surface (4×8) . . . 81 III.5 Discussion . . . . 82 Conclusion . . . . 83
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Introduction
Les lms d'AlN obtenus sur substrats de Si(111) ne correspondant pas à nos attentes, il a été nécessaire d'envisager un nouveau substrat sur lequel réaliser la croissance. Notre choix s'est porté sur le carbure de silicium (SiC) en raison de son faible désaccord de paramètre de maille avec l'AlN.
À cause de son intérêt dans le domaine de la micro-électronique, le SiC a été au centre de nombreuses études, notamment concernant ses propriétés de surface et plus précisément ses re-constructions de surface. En eet, les rere-constructions de surface peuvent présenter des structures atomiques complexes qui inuent sur les propriétés électroniques de surface. De nombreuses re-constructions ont déjà été observées par RHEED, LEED et STM sur des substrats de SiC en phase hexagonale. Les plus courantes sont les reconstructions (3×3) [8488], (√
3×√
3)R30◦ [8994] et (6√
3×6√
3)R30◦[92,9597] et plus rarement, les reconstructions (6×6) [98,99], (2√ 3×2√
13) [100]
et (2√ 3×2√
3)R30◦ [101].
Le protocole de croissance utilisé dans ces études consiste le plus souvent à déposer du silicium en excès sur un substrat à température ambiante ou à 800◦C, puis à recuire l'échantillon an d'évaporer l'excès de silicium. L'inconvénient de cette technique est qu'il est très dicile de contrôler la structure de la surface ainsi créée et d'obtenir des résultats reproductibles. Nous avons élaboré un protocole de croissance qui permet, grâce au bâti de croissance, de contrôler précisément la quantité de silicium déposée et de porter les échantillons à des températures avoisinant les 1000◦C. Ce protocole permet d'obtenir, d'une part des surfaces adaptées à la croissance de lms d'AlN (ce point sera détaillé au chapitreIV) et d'autre part d'obtenir de façon reproductible les reconstructions de surface (√
3×√
3)R30◦ et (3×3), ainsi que trois nouvelles reconstructions dont la (12×12) et la (4×8) et une reconstruction dont la structure atomique reste à déterminer.
Il sera présenté dans ce chapitre un bref rappel des propriétés cristallines du SiC en phase hexagonale, la préparation ex situ des échantillons utilisés, ainsi que le protocole de croissance mis au point. Une étude expérimentale réalisée par RHEED, STM et NC-AFM des reconstructions (√
3×√
3)R30◦, (12×12), (4×8) et (3×3) sera présentée. Les structures atomiques des recons-tructions (√
3×√
3)R30◦ et (3×3), déjà discutées dans la littérature, seront introduites, ainsi que les structures des deux nouvelles reconstructions (12×12) et (4×8). Elles ont été déterminées à l'aide de nos mesures expérimentales et de calculs réalisés par dynamique moléculaire.