[go: up one dir, main page]

WO2019012215A1 - Procede de realisation d'une couche cristalline en un compose iii-n par epitaxie van der waals a partir de graphene - Google Patents

Procede de realisation d'une couche cristalline en un compose iii-n par epitaxie van der waals a partir de graphene Download PDF

Info

Publication number
WO2019012215A1
WO2019012215A1 PCT/FR2018/051723 FR2018051723W WO2019012215A1 WO 2019012215 A1 WO2019012215 A1 WO 2019012215A1 FR 2018051723 W FR2018051723 W FR 2018051723W WO 2019012215 A1 WO2019012215 A1 WO 2019012215A1
Authority
WO
WIPO (PCT)
Prior art keywords
layer
interest
compound
graphene
iii
Prior art date
Application number
PCT/FR2018/051723
Other languages
English (en)
Inventor
Timotée JOURNOT
Bérangère HYOT
Armelle EVEN
Amélie DUSSAIGNE
Bruno-Jules DAUDIN
Original Assignee
Commissariat à l'énergie atomique et aux énergies alternatives
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by Commissariat à l'énergie atomique et aux énergies alternatives filed Critical Commissariat à l'énergie atomique et aux énergies alternatives
Priority to EP18752572.0A priority Critical patent/EP3652365A1/fr
Priority to US16/629,467 priority patent/US11162188B2/en
Publication of WO2019012215A1 publication Critical patent/WO2019012215A1/fr

Links

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C30—CRYSTAL GROWTH
    • C30B—SINGLE-CRYSTAL GROWTH; UNIDIRECTIONAL SOLIDIFICATION OF EUTECTIC MATERIAL OR UNIDIRECTIONAL DEMIXING OF EUTECTOID MATERIAL; REFINING BY ZONE-MELTING OF MATERIAL; PRODUCTION OF A HOMOGENEOUS POLYCRYSTALLINE MATERIAL WITH DEFINED STRUCTURE; SINGLE CRYSTALS OR HOMOGENEOUS POLYCRYSTALLINE MATERIAL WITH DEFINED STRUCTURE; AFTER-TREATMENT OF SINGLE CRYSTALS OR A HOMOGENEOUS POLYCRYSTALLINE MATERIAL WITH DEFINED STRUCTURE; APPARATUS THEREFOR
    • C30B25/00—Single-crystal growth by chemical reaction of reactive gases, e.g. chemical vapour-deposition growth
    • C30B25/02—Epitaxial-layer growth
    • C30B25/18—Epitaxial-layer growth characterised by the substrate
    • C30B25/183—Epitaxial-layer growth characterised by the substrate being provided with a buffer layer, e.g. a lattice matching layer
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C16/00—Chemical coating by decomposition of gaseous compounds, without leaving reaction products of surface material in the coating, i.e. chemical vapour deposition [CVD] processes
    • C23C16/22—Chemical coating by decomposition of gaseous compounds, without leaving reaction products of surface material in the coating, i.e. chemical vapour deposition [CVD] processes characterised by the deposition of inorganic material, other than metallic material
    • C23C16/30—Deposition of compounds, mixtures or solid solutions, e.g. borides, carbides, nitrides
    • C23C16/301—AIII BV compounds, where A is Al, Ga, In or Tl and B is N, P, As, Sb or Bi
    • C23C16/303—Nitrides
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C30—CRYSTAL GROWTH
    • C30B—SINGLE-CRYSTAL GROWTH; UNIDIRECTIONAL SOLIDIFICATION OF EUTECTIC MATERIAL OR UNIDIRECTIONAL DEMIXING OF EUTECTOID MATERIAL; REFINING BY ZONE-MELTING OF MATERIAL; PRODUCTION OF A HOMOGENEOUS POLYCRYSTALLINE MATERIAL WITH DEFINED STRUCTURE; SINGLE CRYSTALS OR HOMOGENEOUS POLYCRYSTALLINE MATERIAL WITH DEFINED STRUCTURE; AFTER-TREATMENT OF SINGLE CRYSTALS OR A HOMOGENEOUS POLYCRYSTALLINE MATERIAL WITH DEFINED STRUCTURE; APPARATUS THEREFOR
    • C30B25/00—Single-crystal growth by chemical reaction of reactive gases, e.g. chemical vapour-deposition growth
    • C30B25/02—Epitaxial-layer growth
    • C30B25/10—Heating of the reaction chamber or the substrate
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C30—CRYSTAL GROWTH
    • C30B—SINGLE-CRYSTAL GROWTH; UNIDIRECTIONAL SOLIDIFICATION OF EUTECTIC MATERIAL OR UNIDIRECTIONAL DEMIXING OF EUTECTOID MATERIAL; REFINING BY ZONE-MELTING OF MATERIAL; PRODUCTION OF A HOMOGENEOUS POLYCRYSTALLINE MATERIAL WITH DEFINED STRUCTURE; SINGLE CRYSTALS OR HOMOGENEOUS POLYCRYSTALLINE MATERIAL WITH DEFINED STRUCTURE; AFTER-TREATMENT OF SINGLE CRYSTALS OR A HOMOGENEOUS POLYCRYSTALLINE MATERIAL WITH DEFINED STRUCTURE; APPARATUS THEREFOR
    • C30B29/00—Single crystals or homogeneous polycrystalline material with defined structure characterised by the material or by their shape
    • C30B29/10—Inorganic compounds or compositions
    • C30B29/40—AIIIBV compounds wherein A is B, Al, Ga, In or Tl and B is N, P, As, Sb or Bi
    • C30B29/403—AIII-nitrides

Definitions

  • the field of the invention is that of the epitaxial growth of a crystalline layer into a III-N compound from a graphene layer, the epitaxy then being van der Waals type.
  • the invention applies in particular to the production of an electronic or optoelectronic device comprising such an epitaxial crystalline layer.
  • the epitaxy of a crystalline material from a nucleation layer or a growth substrate corresponds to the growth of this material so that its crystal lattice has a relationship of epitaxy with that of the underlying material.
  • the epitaxial material has an alignment of the crystallographic orientations of its crystal lattice, in at least one direction lying in the plane of the material and at least one direction orthogonal to the plane of the material, with those of the crystalline lattice of the nucleating material.
  • the plane of the epitaxial material is here parallel to the nucleation plane. This results in the fact that there is an agreement of orientation and crystallographic position between the crystal lattice of the epitaxial material and that of the nucleation material.
  • the epitaxial material when the crystalline material has a mesh parameter different from that of the nucleation material, the epitaxial material then has a deformation of its crystal lattice, so that it then undergoes mechanical stresses in tension or in compression.
  • the thickness of the epitaxial material exceeds a value called critical thickness, the mechanical stresses can relax in a plastic way, thus resulting in the formation of structural defects such as dislocations of mesh mismatch.
  • the epitaxial growth of a crystalline layer in a III-N compound for example gallium nitride GaN or indium gallium nitride InGaN, can be carried out, inter alia, from a sapphire (AI2O3) or silicon substrate.
  • a sapphire AI2O3
  • GaN has a 15% mesh clash with sapphire, as well as significant difference in the coefficient of thermal expansion.
  • the epitaxial GaN then has mechanical stresses which, from a critical thickness of the layer, can plastically relax by forming dislocations.
  • Such structural defects are capable of degrading the optical and / or electronic properties of a microelectronic or optoelectronic device comprising such an epitaxial layer.
  • the article by Kim et al. titled Principle of direct van der Waals epitaxy of single-crystalline films on epitaxial graphene, Nat. Comm. 2014, 5: 4836 discloses the formation of a crystalline layer of GaN by chemical vapor deposition from a graphene layer, which is formed on a SiC silicon carbide substrate.
  • the epitaxial growth is said to be of the van der Waals type insofar as the epitaxial GaN layer does not have epitaxial relationships with the graphene layer.
  • Kim 2014 also shows that the crystalline quality of the epitaxial GaN layer can be improved when the nucleation and growth phases are carried out at high temperature, respectively at 1100 ° C. and 1250 ° C.
  • the object of the invention is to provide a layer of interest in an 111-INI compound having improved crystalline quality by van der Waals epitaxy from a graphene layer.
  • the subject of the invention is a process for manufacturing a layer of interest in a 111-INI crystalline compound by epitaxy from a graphene layer, characterized in that it comprises, prior to a nucleation phase of the layer of interest, a step of heat treatment of the graphene layer in which it is subjected to a first temperature greater than or equal to 1050 ° C and an ammonia flow.
  • the manufacturing method implicitly comprises a step of obtaining a layer of graphene resting on a support layer.
  • the layer of interest is a layer made of a crystalline material forming a III-N compound.
  • a 111-INI compound is an alloy formed of nitrogen and at least one element of column III of the periodic table of elements.
  • the nucleation phase of the layer of interest can be carried out at a second temperature below 1050 ° C.
  • the method may include, following the nucleation phase, a growth phase of the layer of interest made at a third temperature above the second temperature and below 1050 ° C.
  • the ammonia may be a precursor of the nitrogen of the 111-INI compound during nucleation and growth phases of the 111-INI compound of the layer of interest.
  • the graphene layer may be previously performed on a support layer made of hexagonal silicon carbide.
  • the graphene layer may consist of from one to at most five sheets of graphene.
  • the 111 -INI compound may be selected from GaN, AIGaN, InGaN, and ANnGaN.
  • the crystalline compound 111-INI can be epitaxially grown by chemical vapor deposition with organometallic compounds.
  • the 111-INI compound may be ln x iGai-xiN with an atomic proportion of indium xl greater than or equal to 5%.
  • the invention also relates to a method of producing an optoelectronic device, comprising the production of a layer of interest from the method according to any one of the preceding characteristics, then the realization from the layer. of interest of N and P doped layers between which an active zone is located, the active zone comprising at least one quantum well made based on the 111-INI compound.
  • the 111-INI compound of the layer of interest may be InGaN with an atomic proportion of indium greater than or equal to 5%, and the active zone may be made from InGaN with an atomic proportion. indium greater than or equal to 15%.
  • FIG. 1A illustrates an example of temperature evolution for different steps of the method of manufacturing a layer of interest in a 111-INI compound according to one embodiment
  • FIG. 1B is a diagrammatic sectional view of FIG. an example of a layer of interest obtained by the manufacturing method
  • FIG. 2 is a schematic and partial sectional view of an optoelectronic device comprising a layer of interest obtained by the manufacturing method according to one embodiment
  • FIGS. 3A, 3B, 3C respectively illustrate X-ray diffraction spectra, photoluminescence spectra, and Raman spectra for a GaN layer of interest obtained by the manufacturing method according to one embodiment and for different layers of GaN reference;
  • FIGS. 4A and 4B respectively show a scanning electron microscope view (FIG. 4A) of nucleation pads obtained during a manufacturing method according to one embodiment of the invention, and a Fourier transform (FIG. 4B) performed from the view illustrated in Fig.4A;
  • FIGS. 5A and 5B respectively illustrate a scanning electron microscope view (FIG. 5A) of nucleation pads obtained during a manufacturing process that does not include a heat treatment step prior to the nucleation step, and a Fourier transform (FIG. 5B) made from the view illustrated in FIG. 5A;
  • FIGS. 6A and 6B respectively illustrate a scanning electron microscope view (FIG. 6A) of nucleation pads obtained during a manufacturing process comprising a step of thermal annealing of the graphene layer without submitting it to a ammonia flow, and a Fourier transform (Fig. 6B) made from the view illustrated in Fig. 6A;
  • FIG. 7 illustrates Raman spectra for a graphene layer obtained on a support layer, for the same graphene layer after an annealing step and finally for the same graphene layer after the annealing and heat treatment steps.
  • van der Waals epitaxy also called van der Waals epitaxy
  • van der Waals epitaxy is a heteroepitaxy technique by which a three-dimensional crystalline layer is bonded to a layer of one or more sheets of a material.
  • the two-dimensional material may be selected from graphene, boron nitride, transition metal chalcogenides, among others. This is, in the context of the invention, a graphene layer.
  • the van der Waals epitaxy makes it possible in particular to overcome the mismatch that may exist between the two-dimensional material and the epitaxial layer, this mismatch being derived from the difference between the mesh parameters of the two materials, thereby allowing obtain a crystalline epitaxial layer relaxed or almost relaxed.
  • Such a crystal layer obtained by van der Waals epitaxy then has a reduced density of structural defects such as disordered mesh dislocations, thus optimizing the optical and / or electronic properties of a microelectronic or optoelectronic device comprising such a layer of interest.
  • FIG. 1A illustrates an example of temperature evolution for different stages of the manufacturing process
  • FIG. 1B illustrates an example of a layer of interest thus obtained.
  • the temperature considered in Figure 1A corresponds to the temperature of the support layer at its upper face on which rests the graphene layer. It also corresponds to the temperature of the graphene layer because of the very small thickness of the latter. The temperature is usually measured, directly or indirectly, through a thermocouple and / or infrared laser pyrometer.
  • a three-dimensional orthogonal direct reference mark ( ⁇ , ⁇ , ⁇ ) is defined here, in which the X and Y axes form a plane parallel to the main plane along which the layer of interest extends, and where the Z axis is oriented in a direction orthogonal to the main plane of the layer.
  • a support layer 1 is first provided in order to subsequently form the graphene layer 2.
  • the support layer 1 may be formed of a thick layer of the same material, by example be a bulk substrate (bulk substrate), or be formed of a stack of layers of different materials such as a SOI type substrate (for Silicon On Insulator, in English). It can be made of an electrically insulating material, for example sapphire (Al2O3), or be made of a semiconductor material based on a III-V compound, a II-VI compound or a IV compound, by example silicon or silicon carbide.
  • a III-V compound is an alloy formed of at least one element of column III and at least one element of column V of the periodic table.
  • the choice of the material of the support layer 1 depends in particular on the technique chosen for producing the graphene layer.
  • the graphene layer obtained on a growth substrate can be transferred to the support layer.
  • the support layer 1 is a solid substrate of hexagonal SiC.
  • the upper face of the support layer 1 may have a surface pattern in the form of steps or steps which may have a width of the order of a few tens of nanometers to a few microns, for example between 10 nm and ⁇ , preferably equal to about 100 nm, and a difference in height of the order of a few nanometers, for example between 1 and 10 nm, for example equal to about 1 nm.
  • a graphene layer 2 is formed on the support layer 1.
  • it can be formed by graphitization on the SiC support layer, or be formed by deposition on a growth substrate. and then transferred to the support layer 1.
  • the graphene layer 2 is made by graphitization of the support layer 1 in hexagonal SiC according to operating conditions that are identical or similar to those described in the article by Kim 2014 mentioned previously.
  • the graphene layer 2 thus covers a surface of the support layer 1.
  • Graphene is a two-dimensional crystalline material formed of a single sheet of carbon atoms arranged in hexagon to form a planar structure of monoatomic thickness.
  • a sheet here corresponds to a monoatomic layer. It is said to be two-dimensional insofar as it is formed of one or more sheets of carbon atoms arranged so as to form a hexagonal two-dimensional crystal lattice.
  • the graphene layer 2 can have a single sheet of graphene or a few sheets of graphene stacked on top of each other, for example not more than five sheets. When it is formed of at most five sheets of carbon atoms, it is then said to be made of graphene.
  • the graphene layer 2 When it is formed of a stack of more than five sheets of carbon atoms, it is said to be made of graphite.
  • the graphene layer 2 has a thickness of preferably between 0.3 nm and 1.8 nm.
  • the graphene layer 2 can also reproduce this structuring with identical or similar dimensions.
  • an annealing is carried out by carrying the graphene layer 2 at a temperature of the order of a few hundred degrees Celsius, for example at 800 ° C, for a duration of the order of a few minutes.
  • the graphene layer is not subjected to any ammonia and precursor stream of III-III of the III-INI component of the layer of interest 3. It can be subjected to a nitrogen environment (N 2 ) or hydrogen (H 2 ).
  • This step provides a surface treatment of the graphene layer in order to remove any impurities present, in particular the adsorbates.
  • a heat treatment is carried out by carrying the graphene layer at a temperature T t t greater than or equal to a threshold value Tth equal to 1050 ° C under a stream of ammonia N H3.
  • the flow of ammonia can be between 1000 and 15000 sccm (standard cubic centimeter per minute), for example equal to 7300 sccm.
  • the duration of the heat treatment may be a few minutes, for example of the order of 4 or 5 min.
  • the pressure may be a few hundred millibars, for example of the order of 600 to 800 mbar.
  • the carrier gas may be nitrogen (N 2 ) or hydrogen (H 2 ).
  • the heat treatment temperature T t t remains lower than the melting temperature of the graphene layer 2 and that of the support layer 1.
  • the threshold temperature Tth may be greater, or less than or equal to, a maximum value Tn m ax of nucleation of the compound 111-INI of the layer of interest 3.
  • Tn m ax a maximum value of nucleation of the compound 111-INI of the layer of interest 3.
  • the threshold temperature Tth is greater than the maximum temperature Tn m ax nucleation, it is irrelevant that the graphene layer 2 is also subjected to a flow of the precursor of the element III, for example a flow of trimethylgallium TMGa or triethylgallium TEGa in the case where the element III is gallium.
  • the 111-INI compound can not nucleate from the graphene layer 2, since, by definition, from the maximum nucleation temperature, the probability of The desorption of the atoms III is greater than their adsorption probability on the graphene layer 2.
  • the threshold temperature Tth is less than or equal to the maximum temperature Tn m ax of nucleation
  • the graphene layer 2 n is not subject to a flow of the precursor of the element III during this heat treatment step, thereby to avoid the nucleation of the III-N compound.
  • the graphene layer 2 may be subjected to a heat treatment temperature T tt of 1075 ° C. for 5 min, under a pressure of 600 mbar, under a stream of ammonia of 7300 sccm. Under these conditions, it appears that the heat treatment temperature T tt is greater than the maximum temperature Tn m ax of nucleation of the compound III-N, the latter being in this example gallium nitride GaN. Also, it is possible to also subject the graphene layer 2 to a stream of gallium precursor, for example TMGa. The ratio of the flux of N H3 to the flow of TMGa may be here equal to 1340.
  • the growth of the layer of interest 3 in compound III-N is carried out by van der Waals epitaxy from the graphene layer 2. It may comprise, as described herein, a nucleation phase followed by a proper growth phase, these two phases being distinguished from each other by the growth conditions and in particular by the value of the growth temperature. Alternatively, the growth step may not have distinct phases of nucleation and growth.
  • the growth can be carried out by conventional epitaxy techniques such as chemical vapor deposition (CVD for Chemical Vapor Deposition, in English) for example organometallic (MOCVD, for Metal-Organic Chemical Vapor Deposition).
  • CVD chemical vapor deposition
  • MOCVD Metal-Organic Chemical Vapor Deposition
  • MBE Molecular Beam Epitaxy
  • HVPE hydride vapor phase epitaxy
  • ALE Atomic Layer Epitaxy
  • ALD for Atomic Layer Deposition
  • the growth process is a chemical MOCVD deposition of a GaN gallium nitride layer of interest 3 on the graphene layer 2 which rests on a support layer 1 of hexagonal SiC.
  • nucleation of the III-N compound is carried out from the graphene layer 2 by epitaxial growth MOCVD.
  • the temperature is then lowered to a value Tn lower than the maximum nucleation temperature Tn m ax.
  • the temperature Tn is also lower than the threshold temperature Tth of 1050 ° C.
  • the compound III-N then nucleated directly on the graphene layer 2 and is bonded thereto by weak van der Waals bonds and not by covalent bonds.
  • the compound III-N can thus form nucleation or nucleation pads, distinct from one another, in contact or not in pairs, distributed spatially on the surface of the graphene layer 2 in a random manner (see FIG. 4A as an example).
  • the nucleation pads of the compound III-N are directly in contact with the graphene layer 2, in the sense that there is no intermediate material located between the compound III-N and the graphene layer 2.
  • the compound III-N intended to form the layer of interest 3 is made of a crystalline alloy comprising nitrogen and at least one element of column III of the periodic table.
  • the compound III-N may thus be, for illustrative purposes, chosen from among binary alloys such as gallium nitride GaN, aluminum nitride AlN, or even indium nitride InN, ternaries such as indium nitride and gallium InGaN or aluminum and gallium aluminum nitride AIGaN, or even the quaternary such as aluminum nitride, indium and gallium AlInGaN.
  • the nucleation temperature Tn is here equal to 950 ° C.
  • the NHs / TMGa ratio of the ammonia flux on the gallium precursor stream is equal here to 1180 and the pressure is equal to 300 mbar.
  • the duration of this phase can be a few minutes, for example 5min.
  • a plurality of GaN nucleation blocks (see FIG. 4A) is thus obtained by van der Waals growth directly from the graphene layer 2.
  • the actual growth of the layer of interest 3 formed of the compound III-N is carried out, with the aim of obtaining a layer extending substantially continuously over the coating layer. graphene 2 and having a substantially constant final thickness.
  • the temperature is increased to a so-called growth value Te, greater than the nucleation value Tn, in particular to increase the growth rate in the XY plane relative to the growth rate along the Z axis.
  • the growth temperature Te is also lower than the threshold temperature Tth of 1050 ° C.
  • the N / III ratio of the nitrogen precursor stream to the element III precursor stream, as well as the pressure, may remain unchanged.
  • the duration of this phase can be from a few minutes to a few tens of minutes or more, depending on the desired final thickness of the layer interest.
  • the final thickness can be between a few hundred nanometers to a few microns, or even a few tens or hundreds of microns.
  • the growth temperature Te is here equal to 1030 ° C.
  • the NHs / TMGa ratio of the ammonia flux on the gallium precursor stream is equal here to 1180 and the pressure is equal to 300 mbar.
  • the duration of this phase can be equal to 2h. This gives a layer of interest in GaN of a thickness of about one micron.
  • the layer of interest 3 has a crystal lattice which is not not mechanically constrained by that of the graphene layer 2, nor by that of the support layer 1.
  • the effective mesh parameter of the layer of interest 3 is substantially equal to its value in the natural state. This then results in a good relaxation of the mechanical stresses in the layer of interest 3 along its entire thickness, thus leading to a low density of structural defects such as dislocations of mesh cleavage resulting from a possible plastic relaxation of the stresses.
  • the mismatch between the 111-INI compound of the layer of interest 3 and the graphene layer 2 does not substantially cause mechanical stresses in the layer of interest 3. It is then possible to achieve a layer of interest 3 whose thickness is then no longer limited by the critical thickness from which a plastic relaxation of the mechanical stresses usually appears.
  • the 111-INI compound is a ternary or a quaternary, for example, InGaN
  • the atomic proportion of indium depends on the desired optical and / or electronic properties of the layer of interest 3. It is the same for the ternary AIGaN and the quaternary AlInGaN.
  • FIG. 2 schematically and partially illustrates an example of an optoelectronic device comprising such a layer of interest in a III-N compound, for example in InGaN.
  • the optoelectronic device here comprises the stack illustrated in FIG. 1B, namely the support layer 1, the graphene layer 2, and the InGaN layer of interest 3.
  • it is a planar light emitting diode, but this device can be any other type of microelectronic or optoelectronic device.
  • the layer of interest 3 obtained by van der Waals epitaxy forms, in this example, a buffer layer (in English) in ln x iGai- x iN with an atomic proportion of indium xl greater than or equal to 5 %, for example equal to about 18%.
  • a value of the proportion of indium x1 is usually accessible only to the extent that the layer of interest 3 is substantially relaxed or for a thickness less than the critical thickness.
  • the layer of interest is relaxed, its thickness is not limited by the value of the critical thickness. It can therefore be greater than or equal to 10 nm, which is the order of magnitude of the critical thickness of InGaN. It can thus be, for purely illustrative purposes, between 10 nm and 20 ⁇ m, for example between 500 nm and ⁇ , for example equal to about 5 ⁇ m.
  • a first layer 4, doped according to a first type of conductivity, for example doped n, covers the layer of interest 3. It is made of a material based on the compound III-N, that is to say it is an alloy formed of at least the same elements as those of the compound III-N of the layer of interest 3. Preferably, it is made of n-doped InGaN, with an atomic proportion of indium substantially equal to xl, here at 18%, and has a thickness which may be, for purely illustrative purposes, between 10 nm and 20 ⁇ m, for example between 500 nm and ⁇ ⁇ m, for example equal to approximately 5 ⁇ m.
  • the first doped layer 4 and the layer of interest 3 may not be distinct from each other and may thus form a single layer. In this case, the layer of interest 3 can be doped by incorporation of dopants during its growth stage.
  • An active zone 5 is located between the two doped layers 4, 6. It is here a layer at which is emitted the bulk of the light radiation emitted by the light emitting diode. It comprises at least one quantum well made of a semiconductor compound whose bandgap energy is less than that of the two doped layers 4, 6. It can thus comprise a single quantum well or multiple quantum wells each interposed between barrier layers. .
  • the layers forming the quantum wells, and preferably the barrier layers are made of a semiconductor material based on the compound III-N, and preferably InGaN as the compound III-N, with different atomic proportions for the quantum wells and barrier layers.
  • the barrier layers may thus be made of InGaN with an atomic proportion of indium of between approximately 15% and 23%, for example equal to approximately 18%
  • the quantum wells may also be made of InGaN with an atomic proportion of indium of between approximately 22% and 30%, for example equal to approximately 25%, making it possible here to obtain an emission wavelength of between 495 nm and 560 nm, for example equal to 500 nm.
  • the light-emitting diode is then able to emit light radiation in the green, with a good light output insofar as the internal quantum efficiency is improved by limiting the mesh mismatch at the interfaces between the layers 3, 4, 5, 6, thus resulting in a reduced density of dislocation-like defects in the doped layers 4, 6 and the active zone 5.
  • An electron-blocking layer (not shown) can be located between the active zone 5 and the second doped layer 6. It can be formed of a III-N ternary compound, for example AIGaN or AlInN, advantageously doped p. It makes it possible to increase the rate of radiative recombinations in the active zone.
  • First and second polarization electrodes are in electrical contact respectively with the first doped layer 4 and the second doped layer 6. They make it possible to apply an electrical potential difference to the optoelectronic device. Depending on their positioning, they may be made of an electrically conductive material and transparent to the light radiation emitted by the diode, for example indium tin oxide ITO. Thus, when a difference in electrical potential is applied to the pn junction in a forward direction, the diode emits light radiation whose emission spectrum has a peak intensity at a wavelength here equal to about 500 nm.
  • the layer of interest 3 has an improved crystalline quality, which makes it possible to limit the density of structural defects also in the doped layers 4, 6 and in the active zone 5, thus also improving the performances optoelectronic diode electroluminescent.
  • Figures 3A to 3C illustrate different characterizations of a layer of interest 3 obtained by the manufacturing method according to one embodiment. These examples of characterizations of the layer of interest 3 make it possible to demonstrate the absence or the virtual absence of mechanical stresses, thus reflecting the relaxed state of the layer of interest 3.
  • the layer of interest 3 is made of GaN, from a graphene layer 2 resting on a hexagonal SiC support layer, with the operating conditions mentioned above with reference to the preferred example.
  • FIG. 3A illustrates a comparison of the X-ray diffraction pattern of the layer of interest 3 obtained by the fabrication method according to one embodiment with those of three GaN reference layers.
  • the value of the angular position is compared with the angle ⁇ of the line [002] of the GaN layer of interest 3 with respect to the reference layers.
  • the curve C1 illustrates the X-ray diffraction intensity of the layer of interest 3 in epitaxially grown GaN from the graphene layer obtained by the manufacturing method according to one embodiment.
  • Curve C2 is relative to a solid GaN reference layer thus relaxed, the C4 curve to a GaN reference layer epitaxially grown directly from a sapphire support layer, and finally the C3 curve to a GaN reference layer.
  • the curve C1 of the layer of interest 3 has a peak intensity for a value 2 ⁇ substantially equal to that of the C2 curve relative to the relaxed GaN.
  • the C4 curve of GaN epitaxied from sapphire shows that GaN undergoes mechanical stresses in compression
  • the C3 curve of GaN epitaxied from SiC indicates that GaN undergoes mechanical stresses in tension.
  • the layer of interest 3 obtained from the manufacturing method according to one embodiment has a virtual absence of mechanical stresses: the GaN is here substantially relaxed. Its effective mesh parameter is then substantially equal to its natural mesh parameter (3.189), and corresponds neither to that of the SiC material (3.080) of the support layer 1 nor to that of the graphene (2.460).
  • FIG. 3B illustrates a comparison of the photoluminescence spectrum of the layer of interest 3 obtained by the manufacturing method according to one embodiment with those of two GaN reference layers.
  • the curve C1 illustrates the photoluminescence intensity of the layer of interest 3 in epitaxially grown GaN from the graphene layer 2 obtained by the manufacturing method according to one embodiment.
  • Curve C2 is relative to a solid GaN reference layer thus relaxed, and curve C3 to a GaN reference layer epitaxially grown directly from a sapphire support layer. It also emerges here that the curve C1 of the layer of interest 3 has a photoluminescence peak for a value of energy that is closer to that of the peak of the layer C2. (GaN relaxed) than that of the peak of the C3 curve (GaN in compression).
  • the layer of interest 3 actually has a relaxed or substantially relaxed state.
  • FIG. 3C illustrates a comparison of the Raman spectrum of the E line (2, 2 of the layer of interest 3 obtained by the manufacturing method according to one embodiment with those of three GaN reference layers.
  • the curve C1 illustrates the evolution of the diffused light intensity of the epitaxial GaN layer of interest 3 from the graphene layer 2 obtained by the manufacturing method according to one embodiment.
  • the layer of interest 3 actually has a relaxed or substantially relaxed state.
  • the inventors have thus demonstrated that the heat treatment step implemented before the growth step of the layer of interest 3, and therefore before the nucleation phase of the III-N compound, makes it possible to obtain an improvement in the crystalline quality of the III-N compound.
  • the crystalline quality of the III-N compound can be demonstrated from the analysis of the presence and orientation of crystalline planes of the nucleation pads obtained following the nucleation phase.
  • the nucleation pads of the compound III-N may each have a substantially pyramidal or frustoconical shape with inclined faces, more precisely with semi-polar faces, the latter connecting a hexagonal base to the top of the pad. This corresponds to the wurtzite (hexagonal) phase of the crystalline structure in which the III-N compounds are the most stable thermodynamically.
  • FIG. 4A is a scanning electron microscope (SEM) view of an example of compound nucleation pads III-N obtained following the nucleation stage of the method according to one embodiment.
  • FIG. 4B shows the Fast Fourier Transform (FFT) of the pixilated MEB view shown in FIG. 4A.
  • the compound III-N is GaN epitaxially grown from the graphene layer 2, which rests on a support layer 1 of hexagonal SiC.
  • the manufacturing method according to this embodiment thus comprises the heat treatment step during which the graphene layer 2 is subjected to a higher temperature. or equal to 1050 ° C., here about 1075 ° C., under a stream of ammonia of 7300 sccm.
  • the nucleation phase is then carried out at a nucleation temperature of 960 ° C.
  • the N / III ratio is 1180, for an NH 3 flux of 7300 sccm and a TMGa flux of 277 ⁇ . ⁇ ⁇ _1 . It emerges that the seedlings each have a predominantly pyramidal shape with a hexagonal base, whose half-polar faces, substantially flat, connect the base to the top of the stud.
  • the Fourier transform of the SEM view has six main lines, each corresponding to one of the semi-polar faces of the seed pads. The fact that the contrast associated with the lines is important (significant signal-to-noise ratio) reflects the good crystalline quality of the nucleation pads, and consequently of the layer of interest 3 obtained subsequently.
  • FIG. 5A is a scanning electron microscope (SEM) view of an example of nucleation blocks of compound III-N obtained as a result of the nucleation phase of a manufacturing process in which the step Heat treatment is not implemented.
  • FIG. 5B shows the Fast Fourier Transform (FFT) of the pixellated MEB view shown in FIG. 5A.
  • the compound III-N is GaN epitaxially grown from the graphene layer 2, which rests on a support layer 1 of hexagonal SiC.
  • the manufacturing method thus comprises a nucleation phase without prior heat treatment step in the sense of the invention. As before, the nucleation phase is carried out at a nucleation temperature of 960 ° C.
  • the N / III ratio is 1180, for an NH 3 flux of 7300 sccm and a TMGa flux of 277 ⁇ . ⁇ _1 . It follows that the sprouting blocks do not have the same crystalline structure from one plot to another. In addition, none of the studs has a substantially pyramidal shape with a hexagonal base, with substantially flat semi-polar faces. Consequently, the Fourier transform of the SEM view does not have distinguishable main lines, which reflects the low crystalline quality of the nucleation pads, and therefore the layer of interest 3 that can be obtained subsequently.
  • FIG. 6A is a scanning electron microscope (SEM) view of an example of nucleation blocks of compound III-N obtained following the nucleation phase of a manufacturing process in which a preliminary step heat treatment is implemented, but without ammonia flow.
  • Figure 6B shows the Fast Fourier Transform (FFT) of the pixilated MEB view shown in Fig. 6A.
  • the compound III-N is GaN epitaxially grown from the graphene layer 2, which rests on a support layer 1 of hexagonal SiC.
  • the manufacturing method here comprises a heat treatment step during which the graphene layer is subjected to a temperature greater than or equal to 1050 ° C., here approximately 1075 ° C., but is distinguished from the thermal treatment in the sense of the invention.
  • the layer of graphene is not subjected concomitantly to a stream of ammonia.
  • the nucleation phase is then carried out at a nucleation temperature of 960 ° C.
  • the N / III ratio is 1180, for an NH 3 flux of 7300 sccm and a TMGa flux of 277 ⁇ . ⁇ ⁇ _1 .
  • the seed pads also do not have the same crystalline structure from one pad to the other, and do not have a substantially pyramidal shape with a hexagonal base, with substantially flat semi-polar faces.
  • the Fourier transform of the SEM view does not therefore have distinguishable main lines, which confirms the poor crystalline quality of the nucleation pads, and consequently of the layer of interest that can then be obtained.
  • the inventors have thus shown that the fact of carrying out a heat treatment step at a temperature greater than or equal to a threshold temperature of 1050 ° C. under ammonia makes it possible to improve the crystalline quality of the nucleation pads of the compound III. N, and therefore as a consequence of the layer of interest 3 obtained subsequently.
  • These germination pads have mainly the same crystalline structure of hexagonal-based pyramidal type whose semi-polar faces are substantially flat.
  • the fact of carrying out a heat treatment step above the threshold temperature of 1050 ° C., but without ammonia flow does not make it possible to obtain seedlings of good crystalline quality.
  • the fact of subjecting the graphene layer to an ammonia flux but at a temperature below the threshold temperature of 1050 ° C. also makes it possible to obtain good quality seeds of the compound III-N crystalline.
  • FIG. 7 is a comparison of the Raman spectrum of the graphene layer 2 obtained after the heat treatment step of the manufacturing method according to one embodiment, with those of two reference graphene layers.
  • Curve D1 illustrates the Raman spectrum for the graphene layer 2 used in the manufacturing method according to one embodiment, as obtained after its forming step.
  • Curve D2 illustrates the Raman spectrum for the same graphene layer 2 used in the manufacturing method according to one embodiment, after an annealing step at 800 ° C (without ammonia flow).
  • the curve D3 illustrates the Raman spectrum for the same layer of graphene 2 used in the manufacturing method according to one embodiment, after the annealing step at 800 ° C. (without ammonia flow) and after the step of heat treatment at 1075 ° C under ammonia.
  • the Raman spectrum of a graphene layer has a peak coming from the D modes around 1350 cm -1 , a peak coming from the G modes around 1600 cm 1 and a peak coming from the 2D modes. around 2700 cm 1.
  • the peak from the D modes is useful for evaluating the crystalline quality of the graphene layer: the higher the intensity, the more the graphene layer has defects in its crystalline structure.
  • the peak resulting from the 2D modes gives essentially information on the number of sheets of carbon atoms: the more the graphene layer comprises sheets, the more the peak widens.
  • the graphene layer 2 initially has a low peak of the D modes (Dl curve), and a more pronounced peak after the annealing step (curve D2), reflecting a possible degradation of the structure crystalline layer of the graphene layer induced by the annealing step.
  • curve D3 after the heat treatment step (curve D3), it has a very low density of structural defects insofar as the spectrum no longer has a peak resulting from the modes D.
  • the heat treatment step in which the layer of graphene 2 is subjected to an ammonia flow and at a temperature greater than or equal to 1050 ° C thus seems to induce an improvement in the crystalline quality of the graphene layer.

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Chemical Kinetics & Catalysis (AREA)
  • General Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Inorganic Chemistry (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Led Devices (AREA)
  • Recrystallisation Techniques (AREA)
  • Crystals, And After-Treatments Of Crystals (AREA)

Abstract

L'invention porte sur un procédé de fabrication d'une couche d'intérêt (3) en un composé cristallin III-N par épitaxie à partir d'une couche de graphène (2), caractérisée en ce qu'il comporte, préalablement à une phase de nucléation de la couche d'intérêt (3), une étape de traitement thermique de la couche de graphène (2) dans laquelle celle-ci est soumise à une première température (Ttt) supérieure ou égale à 1050°C et à un flux d'ammoniac.

Description

PROCEDE DE REALISATION D'UNE COUCHE CRISTALLINE EN UN COMPOSE lll-N PAR EPITAXIE VAN DER WAALS A PARTIR DE GRAPHENE
DOMAINE TECHNIQUE
[001] Le domaine de l'invention est celui de la croissance épitaxiale d'une couche cristalline en un composé lll-N à partir d'une couche de graphène, l'épitaxie étant alors de type van der Waals. L'invention s'applique en particulier à la réalisation d'un dispositif électronique ou optoélectronique comportant une telle couche cristalline épitaxiée.
ÉTAT DE LA TECHNIQUE ANTÉRIEURE
[002] D'une manière générale, l'épitaxie d'un matériau cristallin à partir d'une couche de nucléation ou d'un substrat de croissance correspond à la croissance de ce matériau de sorte que son réseau cristallin présente une relation d'épitaxie avec celui du matériau sous- jacent. Autrement dit, le matériau épitaxié présente un alignement des orientations cristallographiques de son réseau cristallin, dans au moins une direction comprise dans le plan du matériau et au moins une direction orthogonale au plan du matériau, avec celles du réseau cristallin du matériau de nucléation. Le plan du matériau épitaxié est ici parallèle au plan de nucléation. Cela se traduit par le fait qu'il y a un accord d'orientation et de position cristallographique entre le réseau cristallin du matériau épitaxié et celui du matériau de nucléation.
[003] Cependant, lorsque le matériau cristallin présente un paramètre de maille différent de celui du matériau de nucléation, le matériau épitaxié présente alors une déformation de son réseau cristallin, de sorte qu'il subit alors des contraintes mécaniques en tension ou en compression. Par ailleurs, lorsque l'épaisseur du matériau épitaxié dépasse une valeur dite épaisseur critique, les contraintes mécaniques peuvent relaxer de manière plastique, se traduisant alors par la formation de défauts structuraux tels que des dislocations de désaccord de maille. Le désaccord de maille peut être évalué par le paramètre m défini tel que m=(a2-ai)/ai=Aa/ai où ai et a2 sont respectivement les paramètres de maille du matériau de nucléation et du matériau à épitaxier mesurés dans un plan parallèle au plan de nucléation. La qualité cristalline de la couche épitaxiée est alors dégradée.
[004] Ainsi, la croissance épitaxiale d'une couche cristalline en un composé lll-N, par exemple du nitrure de gallium GaN ou du nitrure d'indium et de gallium InGaN, peut être effectuée, entre autres, à partir d'un substrat en saphir (AI2O3) ou en silicium. Cependant, le GaN présente un désaccord de maille de l'ordre de 15% avec le saphir, ainsi qu'une importante différence du coefficient de dilatation thermique. Le GaN épitaxié présente alors des contraintes mécaniques qui, à partir d'une épaisseur critique de la couche, peuvent relaxer de manière plastique en formant des dislocations. De tels défauts structuraux sont susceptibles de dégrader les propriétés optiques et/ou électroniques d'un dispositif microélectronique ou optoélectronique comportant une telle couche épitaxiée.
[005] Dans le but de diminuer la densité des défauts structuraux, l'article de Kim et al. intitulé Principle of direct van der Waals epitaxy of single-crystalline films on epitaxial graphene, Nat. Comm. 2014, 5:4836 décrit la formation d'une couche cristalline de GaN par dépôt chimique en phase vapeur à partir d'une couche de graphène, celle-ci étant formée sur un substrat en carbure de silicium SiC. La croissance épitaxiale est dite de type van der Waals dans la mesure où la couche de GaN épitaxiée ne présente pas de relations d'épitaxie avec la couche de graphène. Kim 2014 montre par ailleurs que la qualité cristalline de la couche de GaN épitaxiée peut être améliorée lorsque les phases de nucléation et de croissance sont réalisées à haute température, respectivement à 1100°C et 1250°C.
EXPOSÉ DE L'INVENTION
[006] L'invention a pour objectif de réaliser une couche d'intérêt en un composé 111— INI présentant une qualité cristalline améliorée, par épitaxie de type van der Waals à partir d'une couche de graphène. Pour cela, l'objet de l'invention est un procédé de fabrication d'une couche d'intérêt en un composé cristallin 111—INI par épitaxie à partir d'une couche de graphène, caractérisée en ce qu'il comporte, préalablement à une phase de nucléation de la couche d'intérêt, une étape de traitement thermique de la couche de graphène dans laquelle celle-ci est soumise à une première température supérieure ou égale à 1050°C et à un flux d'ammoniac. Le procédé de fabrication comporte implicitement une étape d'obtention d'une couche de graphène reposant sur une couche support. Par ailleurs, la couche d'intérêt est une couche réalisée en un matériau cristallin formant un composé III- N. Un composé 111— INI est un alliage formé d'azote et d'au moins un élément de la colonne III du tableau périodique des éléments.
[007] Certains aspects préférés, mais non limitatifs, de ce procédé sont les suivants.
[008] La phase de nucléation de la couche d'intérêt peut être réalisée à une deuxième température inférieure à 1050°C. [009] Le procédé peut comporter, à la suite de la phase de nucléation, une phase de croissance de la couche d'intérêt réalisée à une troisième température supérieure à la deuxième température et inférieure à 1050°C.
[0010] L'ammoniac peut être un précurseur de l'azote du composé 111—INI lors de phases de nucléation et de croissance du composé 111—INI de la couche d'intérêt.
[ooii] La couche de graphène peut être préalablement réalisée sur une couche support réalisée à base de carbure de silicium hexagonal.
[0012] La couche de graphène peut être constituée d'une à au plus cinq feuilles de graphène.
[0013] Le composé 111 -INI peut être choisi parmi le GaN, l'AIGaN, l'InGaN, et l'ANnGaN.
[0014] Le composé cristallin 111— INI peut être épitaxié par dépôt chimique en phase vapeur aux organométalliques.
[0015] Le composé 111—INI peut être de l'lnxiGai-xiN avec une proportion atomique d'indium xl supérieure ou égale à 5%.
[0016] L'invention porte également sur un procédé de réalisation d'un dispositif optoélectronique, comportant la réalisation d'une couche d'intérêt à partir du procédé selon l'une quelconque des caractéristiques précédentes, puis la réalisation à partir de la couche d'intérêt de couches dopées N et P entre lesquels une zone active est située, la zone active comportant au moins un puits quantique réalisé à base du composé 111— INI .
[0017] Le composé 111—INI de la couche d'intérêt peut être de l'InGaN avec une proportion atomique d'indium supérieure ou égale à 5%, et la zone active peut être réalisée à base d'InGaN avec une proportion atomique d'indium supérieure ou égale à 15%.
BRÈVE DESCRIPTION DES DESSINS
[0018] D'autres aspects, buts, avantages et caractéristiques de l'invention apparaîtront mieux à la lecture de la description détaillée suivante de formes de réalisation préférées de celle-ci, donnée à titre d'exemple non limitatif, et faite en référence aux dessins annexés sur lesquels :
La figure 1A illustre un exemple d'évolution de la température pour différentes étapes du procédé de fabrication d'une couche d'intérêt en un composé 111—INI selon un mode de réalisation, et la figure 1B est une vue schématique en coupe d'un exemple de couche d'intérêt obtenue par le procédé de fabrication ; La figure 2 est une vue en coupe, schématique et partielle, d'un dispositif optoélectronique comportant une couche d'intérêt obtenue par le procédé de fabrication selon un mode de réalisation ;
Les figures 3A, 3B, 3C illustrent respectivement des spectres de diffraction des rayons X, des spectres de photoluminescence, et des spectres Raman pour une couche d'intérêt de GaN obtenue par le procédé de fabrication selon un mode de réalisation et pour différentes couches de GaN de référence ;
Les figures 4A et 4B illustrent respectivement une vue au microscope électronique à balayage (fig.4A) de plots de nucléation obtenus au cours d'un procédé de fabrication selon un mode de réalisation de l'invention, et une transformée de Fourier (fig.4B) effectuée à partir de la vue illustrée sur la fig.4A ;
Les figures 5A et 5B illustrent respectivement une vue au microscope électronique à balayage (fig.5A) de plots de nucléation obtenus au cours d'un procédé de fabrication ne comportant pas d'étape de traitement thermique préalablement à la phase de nucléation, et une transformée de Fourier (fig.5B) effectuée à partir de la vue illustrée sur la fig.5A ;
Les figures 6A et 6B illustrent respectivement une vue au microscope électronique à balayage (fig.6A) de plots de nucléation obtenus au cours d'un procédé de fabrication comportant une étape de recuit thermique de la couche de graphène sans soumission de cette dernière à un flux d'ammoniac, et une transformée de Fourier (fig.6B) effectuée à partir de la vue illustrée sur la fig.6A ;
La figure 7 illustre des spectres Raman pour une couche de graphène obtenue sur une couche support, pour la même couche de graphène après une étape de recuit et enfin pour la même couche de graphène après les étapes de recuit et de traitement thermique.
EXPOSÉ DÉTAILLÉ DE MODES DE RÉALISATION PARTICULIERS
[0019] Sur les figures et dans la suite de la description, les mêmes références représentent les éléments identiques ou similaires. De plus, les différents éléments ne sont pas représentés à l'échelle de manière à privilégier la clarté des figures. Par ailleurs, les différents modes de réalisation et variantes ne sont pas exclusifs les uns des autres et peuvent être combinés entre eux. Sauf indication contraire, les termes « sensiblement », « environ », « de l'ordre de » signifient à 10% près. Par ailleurs, l'expression « comportant un » doit être comprise comme « comportant au moins un », sauf indication contraire. [0020] L'invention porte sur la réalisation d'une couche d'intérêt en un composé 111—INI par épitaxie de type van der Waals à partir d'une couche de graphène. D'une manière générale, l'épitaxie de type van der Waals, également appelée épitaxie van der Waals, est une technique d'hétéroépitaxie par laquelle une couche cristalline tridimensionnelle est liée à une couche formée d'une ou plusieurs feuilles d'un matériau bidimensionnel par des liaisons de type van der Waals et non pas par des liaisons covalentes. Le matériau bidimensionnel peut être choisi parmi le graphène, le nitrure de bore, les chalcogénures de métaux de transition, entre autres. Il s'agit, dans le cadre de l'invention, d'une couche de graphène. L'épitaxie van der Waals permet notamment de s'affranchir du désaccord de maille pouvant exister entre le matériau bidimensionnel et la couche épitaxiée, ce désaccord de maille étant issu de la différence entre les paramètres de maille des deux matériaux, ce qui permet ainsi d'obtenir une couche cristalline épitaxiée relaxée ou quasi- relaxée. Une telle couche cristalline obtenue par épitaxie van der Waals présente alors une densité réduite de défauts structuraux tels que des dislocations de désaccord de maille, optimisant ainsi les propriétés optiques et/ou électroniques d'un dispositif microélectronique ou optoélectronique comportant une telle couche d'intérêt.
[0021] Le procédé de fabrication de la couche d'intérêt selon un mode de réalisation est décrit en référence à la figure 1A qui illustre un exemple d'évolution de la température pour différentes étapes du procédé de fabrication, et en référence à la figure 1B qui illustre un exemple de couche d'intérêt ainsi obtenue.
[0022] La température considérée sur la figure 1A correspond à la température de la couche support au niveau de sa face supérieure sur laquelle repose la couche de graphène. Elle correspond également à la température de la couche de graphène du fait de la très faible épaisseur de cette dernière. La température est habituellement mesurée, directement ou indirectement, par le biais d'un thermocouple et/ou d'un pyromètre laser infrarouge.
[0023] On définit ici et pour la suite de la description un repère direct tridimensionnel orthogonal (Χ,Υ,Ζ), où les axes X et Y forment un plan parallèle au plan principal suivant lequel s'étend la couche d'intérêt, et où l'axe Z est orienté suivant une direction orthogonale au plan principal de la couche.
[0024] Lors d'une première étape, on fournit tout d'abord une couche support 1 dans le but de former ensuite la couche de graphène 2. La couche support 1 peut être formée d'une couche épaisse en un même matériau, par exemple être un substrat massif (bulk substrate, en anglais), ou être formée d'un empilement de couches de matériaux distincts tels qu'un substrat de type SOI (pour Silicon On Insulator, en anglais). Il peut être réalisé en un matériau électriquement isolant, par exemple en saphir (AI2O3), ou être réalisé en un matériau semiconducteur à base d'un composé lll-V, d'un composé ll-VI ou d'un composé IV, par exemple en silicium ou en carbure de silicium. Un composé lll-V est un alliage formé d'au moins un élément de la colonne III et d'au moins un élément de la colonne V du tableau périodique.
[0025] Le choix du matériau de la couche support 1 dépend notamment de la technique choisie pour la réalisation de la couche de graphène. A ce titre, l'article d'Avouris et Dimitrakopoulos intitulé Graphene : synthesis and applications, Materialstoday, 03/2012, Vol.15, n°3, détaille deux techniques classiques permettant de réaliser la couche de graphène, à savoir la graphitisation d'un substrat de SiC à réseau cristallin hexagonal par recuit à haute température sous vide, et la croissance par dépôt chimique en phase valeur (CVD) à partir d'une surface d'un métal sous un flux gazeux comportant du carbone. Dans le deuxième cas, la couche de graphène obtenue sur un substrat de croissance peut être reportée sur la couche support. A titre illustratif, dans un exemple préféré, la couche support 1 est un substrat massif de SiC hexagonal. Comme mentionné dans l'article de Kim et al. intitulé Principle of direct van der Waals epitaxy of single-crystalline films on epitaxial graphene, Nat. Commun. 5:4836 (2014), la face supérieure de la couche support 1 peut présenter une structuration de surface en forme de paliers ou de marches qui peuvent présenter une largeur de l'ordre de quelques dizaines de nanomètres à quelques microns, par exemple comprise entre lOnm et ΙΟμιη, de préférence égale à lOOnm environ, et une différence de hauteur de l'ordre de quelques nanomètres, par exemple comprise entre 1 et lOnm, par exemple égale à lnm environ.
[0026] Lors d'une étape suivante, on forme une couche de graphène 2 sur la couche support 1. Comme mentionné précédemment, elle peut être formée par graphitisation sur la couche support en SiC, ou être formée par dépôt sur un substrat de croissance puis reportée sur la couche support 1. A titre illustratif, dans un exemple préféré, la couche de graphène 2 est réalisée par graphitisation de la couche support 1 en SiC hexagonal selon des conditions opératoires identiques ou similaires à celles décrites dans l'article de Kim 2014 mentionné précédemment.
[0027] La couche de graphène 2 revêt ainsi une surface de la couche support 1. Le graphène est un matériau cristallin bidimensionnel formé d'une unique feuille d'atomes de carbone disposés en hexagone pour former une structure plane d'épaisseur monoatomique. Une feuille correspond ici à une couche monoatomique. Il est dit bidimensionnel dans la mesure où il est formé d'une ou plusieurs feuilles d'atomes de carbone agencés de manière à former un réseau cristallin bidimensionnel hexagonal. La couche de graphène 2 peut comporter une unique feuille de graphène ou quelques feuilles de graphène empilées les unes sur les autres, par exemple au plus cinq feuilles. Lorsqu'elle est formée d'au plus cinq feuilles d'atomes de carbone, elle est alors dite constituée de graphène. Lorsqu'elle est formée d'un empilement de plus de cinq feuilles d'atomes de carbone, elle est alors dite constituée de graphite. Ainsi, la couche de graphène 2 présente une épaisseur de préférence comprise entre 0,3nm et l,8nm. Dans le cas où la couche support 1 présente la structuration de surface mentionnée précédemment, la couche de graphène 2 peut reproduire également cette structuration avec des dimensions identiques ou similaires.
[0028] Lors d'une étape facultative, on effectue un recuit en portant la couche de graphène 2 à une température de l'ordre de quelques centaines de degrés Celsius, par exemple à 800°C, pendant une durée de l'ordre de quelques minutes. Lors de cette étape, la couche de graphène n'est soumise à aucun flux d'ammoniac et de précurseur de l'élément III du composé 111—INI de la couche d'intérêt 3. Elle peut être soumise à un environnement d'azote (N2) ou d'hydrogène (H2). Cette étape assure un traitement de surface de la couche de graphène en vue de supprimer les impuretés éventuellement présentes, en particulier les adsorbats.
[0029] Lors d'une étape A suivante, on effectue un traitement thermique en portant la couche de graphène à une température Ttt supérieure ou égale à une valeur seuil Tth égale à 1050°C sous un flux d'ammoniac N H3. Le flux d'ammoniac peut être compris entre 1000 et 15000 sccm (standard centimètre cube par minute), par exemple égal à 7300 sccm. La durée du traitement thermique peut être de quelques minutes, par exemple de l'ordre de 4 ou 5 min. La pression peut être de quelques centaines de millibars, par exemple de l'ordre de 600 à 800 mbar. Le gaz porteur peut être de l'azote (N2) ou de l'hydrogène (H2). Lors de cette étape, la température de traitement thermique Ttt reste cependant inférieure à la température de fusion de la couche de graphène 2 et à celle de la couche support 1.
[0030] La température seuil Tth peut être supérieure, ou inférieure ou égale, à une valeur maximale Tnmax de nucléation du composé 111— INI de la couche d'intérêt 3. Dans le cas où la température seuil Tth est supérieure à la température maximale Tnmax de nucléation, il est indifférent que la couche de graphène 2 soit également soumise à un flux du précurseur de l'élément III, par exemple à un flux de triméthylgallium TMGa ou de triéthylgallium TEGa dans le cas où l'élément III est du gallium. En effet, au-delà de la température maximale Tnmax de nucléation, le composé 111— INI ne peut nucléer à partir de la couche de graphène 2, puisque, par définition, à partir de la température maximale de nucléation, la probabilité de désorption des atomes III est supérieure à leur probabilité d'adsorption sur la couche de graphène 2. En revanche, dans le cas où la température seuil Tth est inférieure ou égale à la température maximale Tnmax de nucléation, la couche de graphène 2 n'est pas soumise à un flux du précurseur de l'élément III lors de cette étape de traitement thermique, pour ainsi éviter la nucléation du composé lll-N.
[0031] A titre illustratif, dans un exemple préféré, la couche de graphène 2 peut être soumise à une température de traitement thermique Ttt de 1075°C pendant 5 min, sous une pression de 600 mbar, sous un flux d'ammoniac de 7300 sccm. Dans ces conditions, il apparaît que la température de traitement thermique Ttt est supérieure à la température maximale Tnmax de nucléation du composé lll-N, celui-ci étant dans cet exemple du nitrure de gallium GaN. Aussi, il est possible de soumettre également la couche de graphène 2 à un flux de précurseur de gallium, par exemple de TMGa. Le rapport du flux de N H3 sur le flux de TMGa peut être ici égal à 1340. Quoi qu'il en soit, dans la mesure où la température de traitement thermique Ttt est ici supérieure à la température maximale Tnmax de nucléation, il n'y a pas nucléation de nitrure de gallium à partir de la couche de graphène 2. A titre illustratif, comme le montre l'article de Fernandez-Garrido et al. intitulé A growth diagram for plasma-assisted molecular beam epitaxy of GaN nanocolumns on Si(lll), J. Appl. Phys., 106, 126102 (2009), il apparaît qu'au-delà d'une température de 840°C environ dans le cas d'une épitaxie par jets moléculaires assistée plasma (PA-MBE), le GaN ne peut sensiblement pas nucléer.
[0032] Lors d'une étape suivante, on effectue la croissance de la couche d'intérêt 3 en le composé lll-N par épitaxie van der Waals à partir de la couche de graphène 2. Elle peut comporter, comme décrit ici, une phase de nucléation suivie d'une phase de croissance proprement dite, ces deux phases se distinguant l'une de l'autre par les conditions de croissance et en particulier par la valeur de la température de croissance. En variante, l'étape de croissance peut ne pas comporter des phases distinctes de nucléation et de croissance.
[0033] La croissance peut être réalisée par des techniques d'épitaxie classiques telles que le dépôt chimique en phase vapeur (CVD pour Chemical Vapor Déposition, en anglais) par exemple aux organométalliques (MOCVD, pour Metal-Organic Chemical Vapor Déposition), l'épitaxie par jets moléculaires (MBE, pour Molecular Beam Epitaxy), l'épitaxie en phase vapeur aux hydrures (HVPE, pour Hybrid Vapor Phase Epitaxy), l'épitaxie par couche atomique (ALE, pour Atomic Layer Epitaxy), le dépôt par couche atomique (ALD, pour Atomic Layer Déposition), voire par évaporation ou pulvérisation cathodique (sputtering, en anglais). A titre illustratif, dans un exemple préféré, le procédé de croissance est un dépôt chimique MOCVD d'une couche d'intérêt 3 en nitrure de gallium GaN sur la couche de graphène 2 qui repose sur une couche support 1 en SiC hexagonal. [0034] Lors d'une première phase B, on effectue la nucléation du composé lll-N à partir de la couche de graphène 2 par croissance épitaxiale MOCVD. La température est alors abaissée à une valeur Tn inférieure à la température maximale de nucléation Tnmax. Selon un mode de réalisation, la température Tn est également inférieure à la température seuil Tth de 1050°C. Le composé lll-N nuclée alors directement sur la couche de graphène 2 et est liée à celle-ci par des liaisons faibles de type van der Waals et non pas par des liaisons covalentes. Le composé lll-N peut ainsi former des plots de nucléation, ou de germination, distincts les uns des autres, en contact ou non deux à deux, distribués spatialement sur la surface de la couche de graphène 2 de manière aléatoire (cf. fig.4A à titre d'exemple). Les plots de nucléation du composé lll-N sont directement au contact de la couche de graphène 2, au sens où il n'y a pas de matériau intercalaire situé entre le composé lll-N et la couche de graphène 2.
[0035] Le composé lll-N destiné à former la couche d'intérêt 3 est réalisé en un alliage cristallin comportant de l'azote et au moins un élément de la colonne III du tableau périodique. Le composé lll-N peut ainsi être, à titre illustratif, choisi parmi les alliages binaires tels que le nitrure de gallium GaN, le nitrure d'aluminium AIN, voire le nitrure d'indium InN, les ternaires tels que le nitrure d'indium et de gallium InGaN ou le nitrure d'aluminium et de gallium AIGaN, voire encore le quaternaire tel que le nitrure d'aluminium, d'indium et de gallium AlInGaN.
[0036] A titre illustratif, dans un exemple préféré, la température de nucléation Tn est ici égale à 950°C. Le rapport NHs/TMGa du flux d'ammoniac sur le flux de précurseur de gallium est égal ici à 1180 et la pression est égale à 300 mbar. La durée de cette phase peut être de quelques minutes, par exemple 5min. On obtient ainsi une pluralité de plots de nucléation en GaN (cf. fig.4A) par croissance van der Waals directement à partir de la couche de graphène 2.
[0037] Lors d'une deuxième phase C, on effectue la croissance proprement dite de la couche d'intérêt 3 formée du composé lll-N, dans le but d'obtenir une couche s'étendant de manière sensiblement continue sur la couche de graphène 2 et présentant une épaisseur finale sensiblement constante. Pour cela, la température est augmentée à une valeur dite de croissance Te, supérieure à la valeur de nucléation Tn, de manière notamment à augmenter la vitesse de croissance dans le plan XY par rapport à la vitesse de croissance suivant l'axe Z. Selon un mode de réalisation, la température de croissance Te est également inférieure à la température seuil Tth de 1050°C. Le rapport N/lll du flux du précurseur d'azote sur le flux du précurseur d'élément III, ainsi que la pression, peuvent rester inchangés. La durée de cette phase peut être de quelques minutes à quelques dizaines de minutes, voire davantage, en fonction de l'épaisseur finale désirée de la couche d'intérêt. L'épaisseur finale peut être comprise entre quelques centaines de nanomètres à quelques microns, voire quelques dizaines ou centaines de microns.
[0038] A titre illustratif, dans un exemple préféré, la température de croissance Te est ici égale à 1030°C. Le rapport NHs/TMGa du flux d'ammoniac sur le flux de précurseur de gallium est égal ici à 1180 et la pression est égale à 300 mbar. La durée de cette phase peut être égale à 2h. On obtient ainsi une couche d'intérêt en GaN d'une épaisseur de l'ordre du micron.
[0039] Ainsi, dans la mesure où la couche d'intérêt 3 en composé 111—INI est obtenue par épitaxie van der Waals à partir de la couche de graphène 2, la couche d'intérêt 3 présente un réseau cristallin qui n'est pas contraint mécaniquement par celui de la couche de graphène 2, ni par celui de la couche support 1. Ainsi, le paramètre de maille effectif de la couche d'intérêt 3 est sensiblement égal à sa valeur à l'état naturel. Cela se traduit alors par une bonne relaxation des contraintes mécaniques dans la couche d'intérêt 3 suivant toute son épaisseur, conduisant ainsi à une faible densité de défauts structuraux tels que les dislocations de désaccord de maille issues d'une éventuelle relaxation plastique des contraintes.
[0040] Ainsi, le désaccord de maille entre le composé 111— INI de la couche d'intérêt 3 et la couche de graphène 2 n'entraîne sensiblement pas de contraintes mécaniques dans la couche d'intérêt 3. Il est alors possible de réaliser une couche d'intérêt 3 dont l'épaisseur n'est alors plus limitée par l'épaisseur critique à partir de laquelle une relaxation plastique des contraintes mécaniques apparaît habituellement. Par ailleurs, dans le cas où le composé 111— INI est un ternaire ou un quaternaire, par exemple, de l'InGaN, il est alors possible d'incorporer une forte quantité d'indium et ainsi obtenir un alliage dont la proportion atomique d'indium est particulièrement élevée, par exemple supérieure ou égale à 5%, de préférence égale à 20%. La proportion atomique d'indium dépend des propriétés optiques et/ou électroniques souhaitées de la couche d'intérêt 3. Il en est de même pour le ternaire AIGaN et le quaternaire AlInGaN.
[0041] La figure 2 illustre, de manière schématique et partielle, un exemple de dispositif optoélectronique comportant une telle couche d'intérêt en un composé lll-N, par exemple en InGaN. Le dispositif optoélectronique comporte ici l'empilement illustré sur la fig.lB, à savoir la couche support 1, la couche de graphène 2, et la couche d'intérêt 3 en InGaN. Il s'agit dans cet exemple d'une diode électroluminescente planaire mais ce dispositif peut être tout autre type de dispositif microélectronique ou optoélectronique. [0042] La couche d'intérêt 3 obtenue par épitaxie van der Waals forme, dans cet exemple, une couche tampon (buffer, en anglais) en lnxiGai-xiN avec une proportion atomique d'indium xl supérieure ou égale à 5%, par exemple égale à 18% environ. Une telle valeur de la proportion d'indium xl n'est habituellement accessible que dans la mesure où la couche d'intérêt 3 est sensiblement relaxée ou pour une épaisseur inférieure à l'épaisseur critique. Ici, dans la mesure où la couche d'intérêt est relaxée, son épaisseur n'est pas limitée par la valeur de l'épaisseur critique. Elle peut donc être supérieure ou égale à lOnm qui est l'ordre de grandeur de l'épaisseur critique de l'InGaN. Elle peut ainsi être, à titre purement illustratif, comprise entre lOnm et 20μιη, par exemple comprise entre 500nm et ΙΟμιη, par exemple égale à 5μιη environ.
[0043] Une première couche 4, dopée selon un premier type de conductivité, par exemple dopée n, recouvre la couche d'intérêt 3. Elle est réalisée en un matériau à base du composé lll-N, c'est-à-dire qu'il est un alliage formé d'au moins les mêmes éléments que ceux du composé lll-N de la couche d'intérêt 3. De préférence, elle est réalisée en InGaN dopée n, avec une proportion atomique d'indium sensiblement égale à xl, ici à 18%, et présente une épaisseur qui peut être, à titre purement illustratif, comprise entre lOnm et 20μιη, par exemple comprise entre 500nm et ΙΟμιη, par exemple égale à 5μιη environ. En variante, la première couche dopée 4 et la couche d'intérêt 3 peuvent ne pas être distinctes l'une de l'autre et peuvent former ainsi une unique couche. Dans ce cas, la couche d'intérêt 3 peut être dopée par incorporation de dopants lors de son étape de croissance.
[0044] Une zone active 5 est située entre les deux couches dopées 4, 6. Elle est ici une couche au niveau de laquelle est émis l'essentiel du rayonnement lumineux émis par la diode électroluminescente. Elle comprend au moins un puits quantique réalisé en un composé semiconducteur dont l'énergie de bande interdite est inférieure à celles des deux couches dopées 4, 6. Elle peut ainsi comporter un unique puits quantique ou des puits quantiques multiples intercalés chacun entre des couches barrières.
[0045] Les couches formant les puits quantiques, et de préférence les couches barrières, sont réalisées dans un matériau semiconducteur à base du composé lll-N, et de préférence en InGaN comme le composé lll-N, avec des proportions atomiques différentes pour les puits quantiques et les couches barrières. A titre d'exemple, les couches barrières peuvent ainsi être réalisées en InGaN avec une proportion atomique d'indium comprise entre 15% et 23% environ, par exemple égale à 18% environ, et les puits quantiques peuvent être également réalisés en InGaN avec une proportion atomique d'indium comprise entre 22% et 30% environ, par exemple égale à 25% environ, permettant ici d'obtenir une longueur d'onde d'émission comprise entre 495nm et 560nm, par exemple égale à 500nm. La diode électroluminescente est alors apte à émettre un rayonnement lumineux dans le vert, avec un bon rendement lumineux dans la mesure où le rendement quantique interne est amélioré par le fait qu'on limite le désaccord de maille aux interfaces entre les couches 3, 4, 5, 6, se traduisant ainsi par une densité réduite de défauts de type dislocation dans les couches dopées 4, 6 et la zone active 5.
[0046] Une deuxième couche 6, dopée selon un deuxième type de conductivité opposé au premier type, par exemple ici dopée p, recouvre au moins en partie la zone active 5. Elle est réalisée en un matériau à base du composé lll-N, et de préférence est réalisée en InGaN dopée p, avec une proportion atomique d'indium sensiblement égale à xl, ici à 18%. Elle peut présenter une épaisseur qui peut être, à titre purement illustratif, comprise entre lOnm et 20μιη, par exemple comprise entre 500nm et ΙΟμιη, par exemple égale à 5μιη environ.
[0047] Une couche de blocage d'électrons (non représentée) peut se situer entre la zone active 5 et la deuxième couche dopée 6. Elle peut être formée en un composé ternaire III- N, par exemple en AIGaN ou en AlInN, avantageusement dopé p. Elle permet d'accroître le taux de recombinaisons radiatives dans la zone active.
[0048] Des première et deuxième électrodes de polarisation (non représentées) sont en contact électrique respectivement avec la première couche dopée 4 et la deuxième couche dopée 6. Elles permettent d'appliquer une différence de potentiel électrique au dispositif optoélectronique. En fonction de leurs positionnements, elles peuvent être réalisées en un matériau électriquement conducteur et transparent au rayonnement lumineux émis par la diode, par exemple en oxyde d'indium étain ITO. Ainsi, lorsqu'une différence de potentiel électrique est appliquée à la jonction pn dans un sens direct, la diode émet un rayonnement lumineux dont le spectre d'émission présente un pic d'intensité à une longueur d'onde ici égale à 500nm environ.
[0049] Ainsi, par l'obtention d'une couche d'intérêt 3 relaxée en un composé lll-N, ici en InGaN, par épitaxiée van der Waals à partir d'une couche de graphène 2, il est possible d'augmenter sensiblement l'épaisseur de la zone active et/ou la proportion atomique de l'un des éléments de l'alliage du composé lll-N de la diode, dans cet exemple l'indium de l'InGaN, et ainsi obtenir une diode adaptée à émettre dans le vert d'une part, avec un fort rendement lumineux d'autre part puisque le rendement quantique interne est amélioré. Par ailleurs, comme décrit plus loin, la couche d'intérêt 3 présente une qualité cristalline améliorée, ce qui permet de limiter la densité de défauts structuraux également dans les couches dopées 4, 6 et dans la zone active 5, améliorant ainsi également les performances optoélectroniques de la diode électroluminescente. [0050] Les figures 3A à 3C illustrent différentes caractérisations d'une couche d'intérêt 3 obtenue par le procédé de fabrication selon un mode de réalisation. Ces exemples de caractérisations de la couche d'intérêt 3 permettent de mettre en évidence l'absence ou la quasi-absence de contraintes mécaniques, traduisant ainsi l'état relaxé de la couche d'intérêt 3. Dans cet exemple, la couche d'intérêt 3 est réalisée en GaN, à partir d'une couche de graphène 2 reposant sur une couche support en SiC hexagonal, avec les conditions opératoires mentionnées précédemment en référence à l'exemple préféré.
[0051] La figure 3A illustre une comparaison du diagramme de diffraction des rayons X de la couche d'intérêt 3 obtenue par le procédé de fabrication selon un mode de réalisation, à ceux de trois couches en GaN de référence. On compare en particulier la valeur de la position angulaire suivant l'angle 2Θ de la raie [002] de la couche d'intérêt 3 en GaN par rapport aux couches de référence. Ainsi, la courbe Cl illustre l'intensité de diffraction des rayons X de la couche d'intérêt 3 en GaN épitaxiée à partir de la couche de graphène obtenue par le procédé de fabrication selon un mode de réalisation. La courbe C2 est relative à une couche de référence en GaN massif donc relaxé, la courbe C4 à une couche de référence en GaN épitaxiée directement à partir d'une couche support en saphir, et enfin la courbe C3 à une couche de référence en GaN épitaxiée directement à partir d'une couche support en SiC. Il en ressort que la courbe Cl de la couche d'intérêt 3 présente un pic d'intensité pour une valeur 2Θ sensiblement égale à celle de la courbe C2 relative au GaN relaxé. Par ailleurs, la courbe C4 du GaN épitaxié à partir de saphir montre que le GaN subit des contraintes mécaniques en compression, et la courbe C3 du GaN épitaxié à partir de SiC indique que le GaN subit des contraintes mécaniques en tension. Ainsi, la couche d'intérêt 3 obtenue à partir du procédé de fabrication selon un mode de réalisation présente une quasi-absence de contraintes mécaniques : le GaN est ici sensiblement relaxé. Son paramètre de maille effectif est alors sensiblement égal à son paramètre de maille naturel (3,189Â), et ne correspond ni à celui du matériau SiC (3,080Â) de la couche support 1, ni à celui du graphène (2,460Â).
[0052] La figure 3B illustre une comparaison du spectre de photoluminescence de la couche d'intérêt 3 obtenue par le procédé de fabrication selon un mode de réalisation, à ceux de deux couches en GaN de référence. Ainsi, la courbe Cl illustre l'intensité de photoluminescence de la couche d'intérêt 3 en GaN épitaxiée à partir de la couche de graphène 2 obtenue par le procédé de fabrication selon un mode de réalisation. La courbe C2 est relative à une couche de référence en GaN massif donc relaxé, et la courbe C3 à une couche de référence en GaN épitaxiée directement à partir d'une couche support en saphir. II en ressort, ici également, que la courbe Cl de la couche d'intérêt 3 présente un pic de photoluminescence pour une valeur d'énergie plus proche de celle du pic de la couche C2 (GaN relaxé) que de celle du pic de la courbe C3 (GaN en compression). La couche d'intérêt 3 présente effectivement un état relaxé ou sensiblement relaxé.
[0053] La figure 3C illustre une comparaison du spectre Raman de la raie E(2, 2 de la couche d'intérêt 3 obtenue par le procédé de fabrication selon un mode de réalisation, à ceux de trois couches en GaN de référence. Comme précédemment, la courbe Cl illustre l'évolution de l'intensité lumineuse diffusée de la couche d'intérêt 3 en GaN épitaxiée à partir de la couche de graphène 2 obtenue par le procédé de fabrication selon un mode de réalisation. La courbe C2 est relative à une couche de référence en GaN massif donc relaxé, la courbe C3 à une couche de référence en GaN épitaxiée directement à partir d'une couche support en saphir, et enfin la courbe C4 à une couche de référence en GaN épitaxiée directement à partir d'une couche support en SiC. Il en ressort, ici également, que la courbe Cl de la couche d'intérêt 3 présente un pic de diffusion pour une valeur du déplacement Raman (Raman shift, en anglais) plus proche de celle du pic de la couche C2 (GaN relaxé), que de celles des pics de la courbe C3 (GaN en compression) et de la courbe C4 (GaN en tension). La couche d'intérêt 3 présente effectivement un état relaxé ou sensiblement relaxé.
[0054] Par ailleurs, les inventeurs ont ainsi mis en évidence que l'étape de traitement thermique mise en œuvre avant l'étape de croissance de la couche d'intérêt 3, et donc avant la phase de nucléation du composé lll-N, permet d'obtenir une amélioration de la qualité cristalline du composé lll-N. La qualité cristalline du composé lll-N peut être mise en évidence à partir de l'analyse de la présence et de l'orientation de plans cristallins des plots de nucléation obtenus à la suite de la phase de nucléation. En effet, les plots de nucléation du composé lll-N peuvent présenter chacun une forme sensiblement pyramidale ou tronconique à faces inclinées, plus précisément à faces semi-polaires, ces dernières reliant une base hexagonale au sommet du plot. Cela correspond à la phase wurtzite (hexagonale) de la structure cristalline dans laquelle les composés lll-N sont le plus stable thermodynamiquement.
[0055] La figure 4A est une vue au microscope électronique à balayage (MEB) d'un exemple de plots de nucléation de composé lll-N obtenus à la suite de la phase de nucléation du procédé selon un mode de réalisation. La figure 4B représente la transformée de Fourrier rapide (FFT, pour Fast Fourier Transform, en anglais) de la vue MEB pixellisée illustrée sur la fig.4A. Dans cet exemple, le composé lll-N est du GaN épitaxié à partir de la couche de graphène 2, celle-ci reposant sur une couche support 1 en SiC hexagonal. Le procédé de fabrication selon ce mode de réalisation comporte ainsi l'étape de traitement thermique au cours de laquelle la couche de graphène 2 est soumise à une température supérieure ou égale à 1050°C, ici de 1075°C environ, sous un flux d'ammoniac de 7300sccm. La phase de nucléation est ensuite effectuée à une température de nucléation de 960°C. Le rapport N/lll est de 1180, pour un flux de NH3 de 7300sccm et un flux de TMGa de 277μηΊθΙ.ηΊΪ η _1. Il en ressort que les plots de germination présentent majoritairement chacun une forme sensiblement pyramidale à base hexagonale, dont les faces semi-polaires, sensiblement planes, relient la base au sommet du plot. La transformée de Fourier de la vue MEB présente six raies principales, correspondant chacune à l'une des faces semi-polaires des plots de germination. Le fait que le contraste associé aux raies soit important (rapport signal sur bruit important) traduit la bonne qualité cristalline des plots de nucléation, et en conséquence de la couche d'intérêt 3 obtenue ensuite.
[0056] La figure 5A est une vue au microscope électronique à balayage (MEB) d'un exemple de plots de nucléation de composé lll-N obtenus à la suite de la phase de nucléation d'un procédé de fabrication dans lequel l'étape de traitement thermique n'est pas mise en œuvre. La figure 5B représente la transformée de Fourrier rapide (FFT, pour Fast Fourier Transform, en anglais) de la vue MEB pixellisée illustrée sur la fig.5A. Dans cet exemple, le composé lll-N est du GaN épitaxié à partir de la couche de graphène 2, celle-ci reposant sur une couche support 1 en SiC hexagonal. Le procédé de fabrication comporte ainsi une phase de nucléation sans étape préalable de traitement thermique au sens de l'invention. Comme précédemment, la phase de nucléation est effectuée à une température de nucléation de 960°C. Le rapport N/lll est de 1180, pour un flux de NH3 de 7300sccm et un flux de TMGa de 277μιηοΙ.ιηίη _1. Il en ressort que les plots de germination ne présentent pas une même structure cristalline d'un plot à l'autre. De plus, aucun des plots ne présente une forme sensiblement pyramidale à base hexagonale, à faces semi-polaires sensiblement planes. En conséquence, la transformée de Fourier de la vue MEB ne présente pas de raies principales distinguables, ce qui traduit la faible qualité cristalline des plots de nucléation, et donc de la couche d'intérêt 3 pouvant être obtenue ensuite.
[0057] La figure 6A est une vue au microscope électronique à balayage (MEB) d'un exemple de plots de nucléation de composé lll-N obtenus à la suite de la phase de nucléation d'un procédé de fabrication dans lequel une étape préalable de traitement thermique est mise en œuvre, mais sans flux d'ammoniac. La figure 6B représente la transformée de Fourrier rapide (FFT, pour Fast Fourier Transform, en anglais) de la vue MEB pixellisée illustrée sur la fig.6A. Dans cet exemple, le composé lll-N est du GaN épitaxié à partir de la couche de graphène 2, celle-ci reposant sur une couche support 1 en SiC hexagonal. Le procédé de fabrication comporte ici une étape de traitement thermique au cours de laquelle la couche de graphène est soumise à une température supérieure ou égale à 1050°C, ici de 1075°C environ, mais se distingue du traitement thermique au sens de l'invention en ce que la couche de graphène n'est pas soumise concomitamment à un flux d'ammoniac. La phase de nucléation est ensuite effectuée à une température de nucléation de 960°C. Le rapport N/lll est de 1180, pour un flux de NH3 de 7300sccm et un flux de TMGa de 277μηΊθΙ.ηΊΪ η _1. Il en ressort que les plots de germination ne présentent pas non plus une même structure cristalline d'un plot à l'autre, et n'ont pas une forme sensiblement pyramidale à base hexagonale, à faces semi-polaires sensiblement planes. La transformée de Fourier de la vue MEB ne présente donc pas de raies principales distinguables, ce qui confirme la mauvaise qualité cristalline des plots de nucléation, et en conséquence de la couche d'intérêt susceptible d'être ensuite obtenue.
[0058] Les inventeurs ont ainsi montré que le fait d'effectuer une étape de traitement thermique à une température supérieure ou égale à une température seuil de 1050°C sous ammoniac permet d'améliorer la qualité cristalline des plots de germination du composé lll-N, et donc en conséquence de la couche d'intérêt 3 obtenue ensuite. Ces plots de germination présentent majoritairement une même structure cristalline de type pyramidal à base hexagonale dont les faces semi-polaires sont sensiblement planes. Le fait d'effectuer une étape de traitement thermique au-dessus de la température seuil de 1050°C, mais sans flux d'ammoniac ne permet pas d'obtenir des plots de germination à bonne qualité cristalline. De même, le fait de soumettre la couche de graphène à un flux d'ammoniac mais à une température inférieure à la température seuil de 1050°C ne permet pas non plus d'obtenir des plots de germination du composé lll-N de bonne qualité cristalline.
[0059] La figure 7 est une comparaison du spectre Raman de la couche de graphène 2 obtenue après l'étape de traitement thermique du procédé de fabrication selon un mode de réalisation, à ceux de deux couches de graphène de référence. La courbe Dl illustre le spectre Raman pour la couche de graphène 2 utilisée dans le procédé de fabrication selon un mode de réalisation, telle qu'obtenue après son étape de formation. La courbe D2 illustre le spectre Raman pour la même couche de graphène 2 utilisée dans le procédé de fabrication selon un mode de réalisation, après une étape de recuit à 800°C (sans flux d'ammoniac). Et la courbe D3 illustre le spectre Raman pour la même couche de graphène 2 utilisée dans le procédé de fabrication selon un mode de réalisation, après l'étape de recuit à 800°C (sans flux d'ammoniac) et après l'étape de traitement thermique à 1075°C sous ammoniac.
[0060] D'une manière générale, le spectre Raman d'une couche de graphène présente un pic issu des modes D autour de 1350 cm"1, un pic issu des modes G autour de 1600 cm 1 et un pic issu des modes 2D autour de 2700 cm 1. Le pic issu des modes D est utile pour évaluer la qualité cristalline de la couche de graphène : plus l'intensité est grande, plus la couche de graphène présente des défauts de sa structure cristalline. Le pic issu des modes 2D renseigne essentiellement sur le nombre de feuillets d'atomes de carbone : plus la couche de graphène comporte de feuillets, plus le pic s'élargit.
[0061] Il ressort de ces spectres que la couche de graphène 2 présente initialement un faible pic des modes D (courbe Dl), et un pic plus marqué après l'étape de recuit (courbe D2), traduisant une éventuelle dégradation de la structure cristalline de la couche de graphène induite par l'étape de recuit. Cependant, après l'étape de traitement thermique (courbe D3), elle présente une très faible densité de défauts structuraux dans la mesure où le spectre ne présente plus de pic issu des modes D. L'étape de traitement thermique dans laquelle la couche de graphène 2 est soumise à un flux d'ammoniac et à une température supérieure ou égale à 1050°C semble ainsi induire une amélioration de la qualité cristalline de la couche de graphène. Il est possible que cela ait une influence sur l'amélioration de la qualité cristalline du composé 111—INI décrite précédemment. Par ailleurs, il apparaît que le pic associé aux modes 2D reste sensiblement identique pour les courbes Dl, D2 et D3, traduisant ainsi l'absence de modification du nombre de feuillets d'atomes de carbone qui forment la couche de graphène 2.
[0062] Des modes de réalisation particuliers viennent d'être décrits. Différentes variantes et modifications apparaîtront à l'homme du métier.

Claims

REVENDICATIONS
1. Procédé de fabrication d'une couche d'intérêt (3) en un composé cristallin 111—INI par épitaxie à partir d'une couche de graphène (2), caractérisée en ce qu'il comporte, préalablement à une phase de nucléation de la couche d'intérêt (3), une étape de traitement thermique de la couche de graphène (2) dans laquelle celle-ci est soumise à une première température (Ttt) supérieure ou égale à 1050°C et à un flux d'ammoniac.
2. Procédé selon la revendication 1, dans lequel la phase de nucléation de la couche d'intérêt (3) est réalisée à une deuxième température (Tn) inférieure à 1050°C.
3. Procédé selon la revendication 2, comportant, à la suite de la phase de nucléation, une phase de croissance de la couche d'intérêt (3) réalisée à une troisième température (Te) supérieure à la deuxième température (T2) et inférieure à 1050°C.
4. Procédé selon la revendication 3, dans lequel l'ammoniac est un précurseur de l'azote du composé 111— INI lors de phases de nucléation et de croissance du composé 111— INI de la couche d'intérêt (3).
5. Procédé selon l'une quelconque des revendications 1 à 4, dans lequel la couche de graphène (2) est préalablement réalisée sur une couche support (1) réalisée à base de carbure de silicium (SiC) hexagonal.
6. Procédé selon l'une quelconque des revendications 1 à 5, dans lequel la couche de graphène (2) est constituée d'une à au plus cinq feuilles de graphène.
7. Procédé selon l'une quelconque des revendications 1 à 6, dans lequel le composé III- N est choisi parmi le GaN, l'AIGaN, l'InGaN, et l'ANnGaN.
8. Procédé selon l'une quelconque des revendications 1 à 7, dans lequel le composé cristallin 111—INI est épitaxié par dépôt chimique en phase vapeur aux organométalliques.
9. Procédé selon l'une quelconque des revendications 1 à 8, dans lequel le composé III- N est de l'lnxiGai-xiN avec une proportion atomique d'indium xl supérieure ou égale à 5%.
10. Procédé de réalisation d'un dispositif optoélectronique, comportant la réalisation d'une couche d'intérêt (3) à partir du procédé selon l'une quelconque des revendications 1 à 9, puis la réalisation à partir de la couche d'intérêt (3) de couches (4, 6) dopées INI et P entre lesquels une zone active (5) est située, la zone active comportant au moins un puits quantique réalisé à base du composé lll-N.
11. Procédé selon la revendication 10, dans lequel le composé lll-N de la couche d'intérêt (3) est de l'InGaN avec une proportion atomique d'indium supérieure ou égale à 5%, et la zone active (5) est réalisée à base d'InGaN avec une proportion atomique d'indium supérieure ou égale à 15%.
PCT/FR2018/051723 2017-07-11 2018-07-09 Procede de realisation d'une couche cristalline en un compose iii-n par epitaxie van der waals a partir de graphene WO2019012215A1 (fr)

Priority Applications (2)

Application Number Priority Date Filing Date Title
EP18752572.0A EP3652365A1 (fr) 2017-07-11 2018-07-09 Procede de realisation d'une couche cristalline en un compose iii-n par epitaxie van der waals a partir de graphene
US16/629,467 US11162188B2 (en) 2017-07-11 2018-07-09 Method for producing a crystalline layer in a III-N compound by van der Waals epitaxy from graphene

Applications Claiming Priority (2)

Application Number Priority Date Filing Date Title
FR1756556A FR3068994B1 (fr) 2017-07-11 2017-07-11 Procede de realisation d'une couche cristalline en un compose iii-n par epitaxie van der waals a partir de graphene
FR1756556 2017-07-11

Publications (1)

Publication Number Publication Date
WO2019012215A1 true WO2019012215A1 (fr) 2019-01-17

Family

ID=60515469

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
PCT/FR2018/051723 WO2019012215A1 (fr) 2017-07-11 2018-07-09 Procede de realisation d'une couche cristalline en un compose iii-n par epitaxie van der waals a partir de graphene

Country Status (4)

Country Link
US (1) US11162188B2 (fr)
EP (1) EP3652365A1 (fr)
FR (1) FR3068994B1 (fr)
WO (1) WO2019012215A1 (fr)

Cited By (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN109650354A (zh) * 2019-01-22 2019-04-19 中国科学院苏州纳米技术与纳米仿生研究所 一种二维碲化铅纳米片的制备方法、应用和一种纳米材料
TWI766256B (zh) * 2019-03-28 2022-06-01 王曉靁 RGB全彩InGaN基LED及其製備方法

Families Citing this family (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN114975700B (zh) * 2022-08-01 2022-10-21 北京大学 一种氮化物led的制备与无损界面分离方法
CN118087038B (zh) * 2024-04-18 2024-08-02 中国科学院苏州纳米技术与纳米仿生研究所 基于电场调控的单晶氮化物薄膜的外延生长方法及应用

Citations (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2016085890A1 (fr) * 2014-11-24 2016-06-02 Innosys, Inc. Croissance de nitrure de gallium sur silicium

Family Cites Families (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP5589278B2 (ja) * 2007-11-21 2014-09-17 三菱化学株式会社 窒化物半導体の結晶成長方法および窒化物半導体発光素子
US20110263111A1 (en) * 2010-04-21 2011-10-27 Yuriy Melnik Group iii-nitride n-type doping
CN107068543B (zh) * 2012-03-21 2020-06-23 弗赖贝格化合物原料有限公司 用于制备iii-n模板及其继续加工的方法和iii-n模板
CN105914139B (zh) * 2016-06-28 2018-08-31 中国电子科技集团公司第十三研究所 一种石墨烯上自组织成核外延GaN材料的方法

Patent Citations (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2016085890A1 (fr) * 2014-11-24 2016-06-02 Innosys, Inc. Croissance de nitrure de gallium sur silicium

Non-Patent Citations (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Title
D'AVOURIS: "Graphene : synthesis and applications", MATERIALSTODAY, vol. 15, no. 3, March 2012 (2012-03-01), XP055270323, DOI: doi:10.1016/S1369-7021(12)70044-5
FERNANDEZ-GARRIDO ET AL.: "A growth diagram for plasma-assisted molecular beam epitaxy of GaN nanocolumns on Si(lll)", J. APPL. PHYS., vol. 106, 2009, pages 126102, XP012127474, DOI: doi:10.1063/1.3267151
KIM ET AL.: "Principle of direct van der Waals epitaxy of single-crystalline films on epitaxial graphene", NAT. COMM., vol. 5, 2014, pages 4836, XP055468472, DOI: doi:10.1038/ncomms5836
KIM ET AL.: "Principle of direct van der Waals epitaxy of single-crystalline films on epitaxial graphene", NAT. COMMUN., vol. 5, 2014, pages 4836, XP055468472, DOI: doi:10.1038/ncomms5836
NEERAJ NEPAL ET AL: "Epitaxial Growth of III-Nitride/Graphene Heterostructures for Electronic Devices", APPLIED PHYSICS EXPRESS, vol. 6, no. 6, 1 June 2013 (2013-06-01), JP, pages 061003, XP055468950, ISSN: 1882-0778, DOI: 10.7567/APEX.6.061003 *

Cited By (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN109650354A (zh) * 2019-01-22 2019-04-19 中国科学院苏州纳米技术与纳米仿生研究所 一种二维碲化铅纳米片的制备方法、应用和一种纳米材料
CN109650354B (zh) * 2019-01-22 2022-09-20 中国科学院苏州纳米技术与纳米仿生研究所 一种二维碲化铅纳米片的制备方法、应用和一种纳米材料
TWI766256B (zh) * 2019-03-28 2022-06-01 王曉靁 RGB全彩InGaN基LED及其製備方法

Also Published As

Publication number Publication date
FR3068994A1 (fr) 2019-01-18
EP3652365A1 (fr) 2020-05-20
FR3068994B1 (fr) 2021-12-10
US11162188B2 (en) 2021-11-02
US20210115589A1 (en) 2021-04-22

Similar Documents

Publication Publication Date Title
KR102122846B1 (ko) 질화물 반도체 성장 방법, 이를 이용한 반도체 제조용 템플릿 제조 방법 및 반도체 발광 소자 제조 방법
WO2019012215A1 (fr) Procede de realisation d'une couche cristalline en un compose iii-n par epitaxie van der waals a partir de graphene
JP2007533164A (ja) テクスチャ出しされた半導体層を特徴とする光学装置
EP3248227B1 (fr) Dispositif optoelectronique et son procede de fabrication
FR2997558A1 (fr) Dispositif opto-electrique et son procede de fabrication
WO2014184486A1 (fr) Dispositif optoélectronique et son procédé de fabrication
FR2969995A1 (fr) Procede de realisation d'un support comportant des nanostructures en nitrure(s) a phase zinc blende
FR2929445A1 (fr) Procede de fabrication d'une couche de nitrure de gallium ou de nitrure de gallium et d'aluminium
WO2014184487A1 (fr) Dispositif optoelectronique et son procede de fabrication
EP4120358A2 (fr) Dispositif electronique a nanofil(s) muni d'une couche tampon en metal de transition, procede de croissance d'au moins un nanofil, et procede de fabrication d'un dispositif
EP3201951B1 (fr) Dispositif optoelectronique a elements semiconducteurs tridimensionnels
EP3248213A1 (fr) Fabrication d'un support semi-conducteur à base de nitrures d'éléments iii
EP3991215A1 (fr) Dispositif optoélectronique à diodes électroluminescentes de type axial et son procédé de fabrication
EP3014665A1 (fr) Dispotitif optoelectronique a reflectivite amelioree
EP3384534A1 (fr) Dispositif optoelectronique comportant des structures semiconductrices tridimensionnelles a portion monocristalline elargie
JP4882351B2 (ja) 半導体積層基板、その製造方法及び発光素子
FR3083916A1 (fr) Procede de fabrication d'au moins une structure semiconductrice comportant une etape de separation vis-a-vis du substrat de croissance
EP3164881A1 (fr) Dispositif optoelectronique a elements semiconducteurs et son procede de fabrication
FR2978601A1 (fr) Procede de fabrication d'un substrat de gan ou d'un dispositif a base de gan sur substrat natif de type gan, utilisant une fine couche tampon sacrificielle
EP4000107A1 (fr) Diode électroluminescente et procédé de fabrication
EP3227906B1 (fr) Dispositif electronique a element filaire s'etendant a partir d'une couche electriquement conductrice comportant du carbure de zirconium ou du carbure de hafnium
JP2014120666A (ja) 窒化物半導体太陽電池、窒化物光−電気変換素子、窒化物半導体太陽電池を作製する方法
KR101154321B1 (ko) 발광다이오드 및 그 제조방법
FR3069104A1 (fr) Procede de fabrication d'un photodetecteur comportant un compose semiconducteur cristallin epitaxie a partir d'une couche de graphene
EP4174912A1 (fr) Procédé de croissance verticale d'un matériau iii-v

Legal Events

Date Code Title Description
121 Ep: the epo has been informed by wipo that ep was designated in this application

Ref document number: 18752572

Country of ref document: EP

Kind code of ref document: A1

NENP Non-entry into the national phase

Ref country code: DE

ENP Entry into the national phase

Ref document number: 2018752572

Country of ref document: EP

Effective date: 20200211