Titre : Plaquette de nitrure d’élément 13 de variation d’anqle de troncature réduite

DOMAINE TECHNIQUE

L'invention concerne le domaine technique général des matériaux semi- conducteurs à base de nitrure d'élément des colonnes 13 ou III du tableau périodique - notamment tels que du nitrure de gallium GaN.

En particulier, la présente invention concerne des plaquettes (ou « wafer » selon la terminologie anglo-saxonne) de nitrure d’élément 13, leur procédé de fabrication et leur utilisation.

Une telle plaquette de nitrure d’élément 13 peut être destinée à la réalisation de structures semi-conductrices telles que des diodes électroluminescentes (DEL) ou des diodes laser (DL) ou d’autres composants électroniques.

PRESENTATION DE L’ART ANTERIEUR

Les procédés actuels de fabrication de matériaux semi-conducteurs à base de nitrure d’élément 13 reposent sur la technique dite d’hétéro-épitaxie qui consiste à faire croître un cristal (tel qu’un cristal de nitrure de gallium GaN) sur un substrat de départ de nature différente (tel qu’un substrat de saphir).

Toutefois, la technique d’hétéro-épitaxie peut induire de nombreux défauts cristallins dans la structure de nitrure d’élément 13, tels que des dislocations, limitant les performances et la durée de vie des composants à base de nitrure d’élément 13 mais aussi une déformation géométrique du cristal ainsi qu’une variation élevée de l’angle de troncature.

Ces défauts sont dûs aux différences de matériau entre le substrat de départ et la couche de nitrure d’élément 13, et notamment au désaccord :

- de paramètres de réseau cristallin (i.e. paramètre de maille) entre le substrat de départ et la couche de nitrure d’élément 13, et

- de coefficient de dilatation thermique entre le substrat de départ, généralement du saphir, et la couche de nitrure d’élément 13. Différentes voies pour obtenir par hétéro-épitaxie un cristal présentant des déformations cristalline et géométrique sont connues.

Une solution consiste à laisser croître librement la couche cristalline sur le substrat de manière à faire une boule dans laquelle peuvent être taillées des plaquettes de matériau de nitrure d’élément 13. Cette voie conduit à un cristal avec peu de gradient de qualité cristalline mais le rendement de ce procédé calculé sur la base du nombre de boules de bonne qualité cristalline divisé par le nombre total de boules formées est faible. Par ailleurs, la qualité dimensionnelle et la variation d’angle de troncature restent encore très perfectibles.

La qualité cristalline peut être mesurée par la largeur à mi-hauteur du pic de diffraction des rayons X (DRX) de la raie (002) autour de l’angle w en condition symétrique des plans de GaN (0001 ).

Une autre voie consiste à déposer et former préalablement une couche contrainte et solidaire du substrat plan suivie d’une séparation dudit substrat afin de produire une couche cristalline autosupportée. A la différence du procédé précédent, cette technique conduit à un cristal présentant un gradient de qualité cristalline typiquement d’au moins 5% entre les deux faces opposées de la couche autosupportée. Ce dernier procédé de croissance de cristal autosupporté peut conduire à un très bon rendement de procédé mais la qualité dimensionnelle et la variation d’angle de troncature restent perfectibles.

Le document JPS5659699 décrit ainsi la possibilité de fabriquer un cristal de nitrure d’élément 13 dont l’angle de troncature est compris entre 0,5 et 4 degrés, ledit cristal étant obtenu par épitaxie sur un substrat de saphir présentant un angle de troncature compris entre 0,5 et 4 degrés. Toutefois, la qualité cristalline d’un tel cristal n’est plus suffisante pour permettre la fabrication de composants optoélectroniques et électroniques, notamment du fait de la présence de fautes d’empilement et de dislocations.

L’article « Effect of Slight Misorientation of Sapphire Substrate on Metalorganic Chemical Vapor Déposition Growth of GaN » de « Takayuki YUASA and ail » du « Journal of Applied Physics vol 38 (1999) page L703-705 Part 2 n°7A, 1 July 1999 » montre l’intérêt d’utiliser un substrat de saphir présentant un angle de troncature de l’ordre de 0,1 à 0,2 degrés pour réaliser un cristal de GaN de morphologie uniforme, l’utilisation d’un substrat de départ présentant un angle de troncature trop élevé induisant l’obtention d’un cristal de GaN présentant une face de croissance en écaille (ou de type « scale shaped » selon la terminologie anglo-saxonne). Cette voie impose une sélection très sévère du substrat et n’est pas forcément suffisante car comme expliqué précédemment l’angle de troncature du substrat n’est pas le seul paramètre déterminant.

Le document US 2012/0184090 propose une méthode dans laquelle des plaquettes de nitrure d’élément 13 ayant un angle de troncature non nul sont obtenues par découpe d’un lingot épais de nitrure d’élément 13 d’angle de troncature nul. Plus précisément, la méthode décrite dans US 2012/0184090 consiste à :

- faire croître un lingot nitrure d’élément 13 d’angle de troncature nul, et à

- réaliser une découpe du lingot selon des plans de coupe inclinés parallèles au plan de cristallisation en périphérie dudit lingot.

Ceci permet d’obtenir des plaquettes de nitrure d’élément 13 ayant un angle de troncature non nul dans la région centrale de la plaquette, l’angle de troncature diminuant dans une région périphérique de la plaquette à celle diamétralement opposée. Toutefois, la découpe d’un lingot épais selon un plan de coupe incliné induit des pertes importantes de matières.

Le document EP1528591 A2 propose de réduire la déformation géométrique d’un cristal semi-conducteur autosupporté présentant une flèche de +/- 100 pm en sortie de croissance afin d’atteindre une gamme d’au plus +30 pm/-20 pm après l’étape de finition. Le procédé consiste en un meulage (« mechanical grinding » en anglais) de la face concave afin d’obtenir une couche endommagée et d’aplanir le cristal, ladite couche endommagée pouvant ensuite être éliminée par attaque chimique ou dépoli (« etching » en anglais) pour atteindre la spécification géométrique précédente. La couche endommagée est très fine (quelques micromètres). Ce document est cependant silencieux vis-à-vis de la variation de l’angle de troncature. Pour l’application finale, cette couche doit être éliminée. Cependant, lors de l’élimination de la couche endommagée, notamment et par exemple par dépolissage chimique, le cristal se déforme de nouveau et la variation d’angle de troncature reste élevée.

Il existe donc un besoin non encore satisfait d’une plaquette de cristal de nitrure d’élément 13 présentant une qualité cristalline élevée, et en particulier dans le cas des cristaux autosupportés ladite plaquette présentant un gradient de qualité cristalline supérieur à 5%, dont la variation d’angle de troncature et la déformation géométrique sont très faibles de façon permanente.

RESUME DE L’INVENTION

Un but de la présente invention est de proposer une plaquette de cristal montrant ces caractéristiques obtenues grâce à un nouveau procédé d’élaboration pouvant être mis en oeuvre avec tout type de substrat de départ, permettant d’ obtenir un cristal final présentant une déformation géométrique et une variation d’angle de troncature faible malgré les multiples déformations générées par les différentes étapes de finition entre l’obtention du cristal brut et la plaquette finale prête pour la réalisation d’un composant optoélectronique ou électronique.

Les inventeurs ont découvert qu’un procédé particulier permettait d’obtenir un cristal, de nitrure d’élément 13 ou III, de structure bidimensionnelle, de préférence autosupporté, en particulier une plaquette délimitée par une face d’orientation N, une face opposée d’orientation E selon l’élément 13 ou III, E étant choisi de préférence parmi Ga, In, Al ou une combinaison de ces éléments :

- de qualité cristalline élevée, en particulier et de préférence, telle que

- la largeur à mi-hauteur du pic de diffraction des rayons X de la raie (002) autour de l’angle w mesuré sur la face E (0001 ), ou FWHME, est inférieure à 130 Arcsec

- et le gradient de qualité défini par le ratio (FWHM’N-FWHM’E)/épaisseur de ladite plaquette, où FWHM’N désigne la largeur à mi-hauteur du pic de diffraction des rayons X de la raie (201) autour de l’angle w mesurée sur la face N (Azote) et FWHM’E est celle mesurée sur la face d’élément 13, est compris en valeur absolue entre 0,005 et 5 arcsec/micromètre.

- dont la variation d’angle de troncature cristalline selon la plus grande dimension de ladite plaquette est inférieure à 5x10 ^3o /mm, c’est-à-dire inférieure 0,005° par mm, de préférence inférieure à 4x10 ^3o /mm, de préférence inférieure à 2x10 ^3o /mm, voire inférieure à 1 x10 ^3o /mm, et - dont la courbure ou déformation géométrique de ses faces présente une flèche inférieure en valeur absolue à 10 ³ mm/mm de la plus grande dimension de ladite plaquette, de préférence inférieure à 6x10 ⁴ mm/mm,

- une surface de plaquette présentant une qualité cristalline et une rugosité permettant la croissance d’une couche ultérieure selon une seule direction,

- la plus grande longueur ou le diamètre est supérieur à 50 mm, et

- un ratio R de la plus grande longueur sur l’épaisseur de la plaquette est compris entre 80 et 500, de préférence entre 100 et 500, de préférence entre 100 et 450, voire entre 100 et 350.

Selon un mode possible, la face E est convexe, telle que représentée sur la figure 1 a, et la flèche géométrique de ladite face E est négative et supérieure à -10 ³ mm/mm de la plus grande dimension de ladite plaquette, de préférence supérieure à -0,7x10 ³ mm/mm de la plus grande dimension de ladite plaquette.

Le procédé selon l’invention comprend en particulier les étapes suivantes : a : obtention d’une plaquette de cristal brut, de préférence autosupporté, de nitrure d’élément 13 par croissance épitaxiale, b : détermination de la variation de l’angle de troncature dudit cristal brut en sortie de croissance, optionnellement après découpe dudit cristal, de préférence par meulage ou par découpe à la scie à fil, à une épaisseur relative supérieure à 2x10 ³ , de préférence supérieure à 5c10 ³ et inférieure à 10 ² , ladite épaisseur relative correspondant au rapport de l’épaisseur de la plaquette sur sa plus grande dimension, en particulier sur la plus grande largeur de ses faces, c : écrouissage d’une face afin de réduire la variation de l’angle de troncature, en particulier par sablage, exposition à un rayonnement laser, grenaillage, bombardement ionique ou une autre technique permettant de créer une contrainte mécanique superficielle sur ledit cristal, de manière à obtenir une flèche géométrique non nulle, en particulier une flèche géométrique comprise en valeur absolue entre 0,001 et 1 ,de préférence entre 0,01 et 0,1 mm/mm de la plus grande dimension de ladite plaquette d : après écrouissage, rectification de la face N par usinage, e : après écrouissage, rectification de la face E par usinage, f : polissage de la face E, g : dépolissage chimique de la face N après usinage de la face N ou après polissage de la face E, h : nettoyage pour décontaminer les surfaces de la plaquette i : préparation de la face E, en particulier par gravure plasma, pour un dépôt ultérieur d’au moins une couche nécessaire à la réalisation d’un composant optoélectronique ou électronique.

Dans la séquence d’étapes du procédé selon l’invention, les inventeurs ont trouvé qu’il est possible d’obtenir une très faible variation d’angle de troncature en associant l’écrouissage, non pas dans le but de redresser géométriquement le cristal mais afin dans la suite du procédé, de permettre de maintenir une égalité des flèches de déformation géométrique et cristalline après rectification et dépolissage de la face N dans le but de réduire la variation d’angle de troncature du cristal à l’issue des étapes de finition. On entend ici par « égalité des flèches » le fait que la différence entre la valeur de la flèche géométrique et celle de la flèche cristalline divisée par la flèche géométrique est inférieure à 5%, de préférence inférieure à 2% en valeur algébrique, c’est-à-dire en valeur absolue et en signe. La déformation géométrique du cristal dûe à cette étape c d’écrouissage est ensuite « corrigée » par les étapes ultérieures de rectification qui vont permettre une réduction de la déformation géométrique du cristal.

En particulier la plaquette de cristal finale obtenue après les étapes de finition f), g), h) et i) présente une flèche ou courbure cristalline, correspondant à la déformation de ses plans cristallins, inférieure en valeur absolue à 1 x10 ³ mm/mm de la plus grande dimension de ladite plaquette, de préférence inférieure en valeur absolue à 0,5x10 ³ mm/mm de la plus grande dimension de ladite plaquette. Selon un mode préféré cette flèche cristalline reste inférieure en valeur absolue à 1x10 ³ mm/mm à toutes les étapes suivant l’étape c d’écrouissage.

Selon un mode particulier, l’écrouissage est réalisé jusqu’à ce que la variation d’angle de troncature soit inférieure à 5x10 ^3o /mm, de préférence inférieure à 4x10 ^3o /mm voire inférieure à 3x10 ^3o /mm de la plus grande dimension de la plaquette.

De préférence, l’écrouissage est réalisé sur la face de la plaquette vis-à-vis de laquelle la déformation cristalline est concave ou pour laquelle la courbure du réseau cristallin est concave. A la différence de l’enseignement de EP1528591 A2, l’écrouissage n’est pas réalisé jusqu’ à obtention d’une flèche géométrique égale à 0 mais jusqu’ à ce que la flèche géométrique soit alignée ou égale à la flèche cristalline.

Comme cela est montré par exemple dans l’exemple 1 ci-après T’étape préalable c) d’écrouissage permet ainsi d’anticiper les déformations générées par les opérations suivantes de finition, en particulier l’opération de rectification et traitements physico chimiques consécutifs de la plaquette.

Dans le cas où la face N de la plaquette est concave, l’étape c d’écrouissage est réalisée jusqu’à l’obtention d’une flèche cristalline comprise en valeur absolue entre 0,2 et 2, de préférence 0,3 et 1 ,5, voire même entre 0,4 et 1 ,0pm/mm de la plus grande dimension de la plaquette,

Dans le cas où la face N de la plaquette est convexe, l’étape c d’écrouissage est réalisée jusqu’à l’obtention d’une flèche cristalline comprise en valeur absolue entre 0,1 et 1 ,5 de préférence 0,2 et 1 ,2, voire même entre 0,2 et 1 ,0 pm/ mm de la plus grande dimension de la plaquette.

Selon un mode possible, l’amincissement par usinage à l’étape b) est prédéterminé en fonction de la courbure géométrique initiale du cristal brut. Cela permet d’obtenir avantageusement une courbure correspondant à une flèche inférieure à 6x10 ⁴ mm/mm de la plus grande dimension dudit cristal.

En particulier les inventeurs ont déterminé qu’il est possible par itération préalable sur une série de plaquettes, par exemple dans le cas d’une plaquette de nitrure de Gallium, de définir l’épaisseur optimale de la plaquette en fonction de la flèche géométrique du cristal brut avant l’étape c d’écrouissage.

Selon un mode possible l’épaisseur et optimale en pm du cristal avant écrouissage suit la relation suivante : et = a.fi + b.ei où f en pm est la flèche initiale du cristal en valeur absolue avant rectification ; ei est l’épaisseur initiale en pm du cristal avant découpe ; où a est compris entre -3,5 et -2 selon la composition chimique du cristal, et où b est compris entre 0,1 et 1 .

L’invention concerne également l’utilisation d’une plaquette de nitrure d’élément 13 telle que décrite ci-dessus pour la fabrication de composants optoélectroniques ou électroniques, tels que des diodes électroluminescentes, des diodes laser, des transistors à géométrie verticale ou horizontale l’électronique de puissance ou les composants électroniques d’émission, de réception ou d’amplification radio fréquence, des diodes redresseuses de courant ou des capteurs.

Définitions :

En référence aux figures 1 A et 1 B, la courbure géométrique d’un cristal brut 5, en particulier la convexité ou la concavité, de la face N est définie par rapport à la face N. La courbure de la face N est déterminée par la mesure de la flèche géométrique (distance entre la face N et un plan tangent à cette face). Symétriquement on peut déterminer la courbure géométrique de la face E, notamment convexité ou concavité, par la mesure de la flèche géométrique de la face opposée E. Les flèches données dans les exemples ont été déterminées selon cette convention. La flèche est négative en référence à une face convexe, et positive en référence à une face concave.

En référence aux figures 2A, 2B, 2C et 2D, il est illustré pour un cristal brut 5, une courbure cristalline d’un plan cristallin 11 et une courbure géométrique. Ainsi, la figure 2A représente un cristal brut 5 idéal, géométriquement plat et sans courbure cristalline. Dans ce cristal, la flèche cristalline, représentant la courbure ou déformation géométrique d’un plan cristallin de référence est nulle. La flèche cristalline est négative en référence à une courbure cristalline convexe, et positive en référence à une courbure cristalline concave.

La figure 2B illustre un cristal brut 5, géométriquement plat et avec une courbure cristalline. Dans ce cristal, la flèche cristalline, représentant la courbure ou déformation géométrique d’un plan cristallin est non nulle.

La figure 2C illustre un cristal brut 5 qui présente une courbure géométrique concave et une courbure cristalline concave (flèche cristalline positive). La figure 2D illustre également un cristal brut 5 qui présente une courbure géométrique convexe et une courbure cristalline concave (flèche cristalline positive).

Ainsi, comme illustré dans ces figures, la courbure cristalline peut être différente de la courbure géométrique du cristal.

La flèche ou courbure géométrique de la plaquette peut être mesurée à l’aide d’un comparateur micrométrique de type profilomètre tel que décrit par EP1528591 A2 [0089]

La flèche ou courbure cristalline de la plaquette est mesurée par diffraction aux rayons comme décrit dans la publication « curvature and bow of bulk GaN substrates » de Humberto M.Foronda and ail publié au Journal of Applied Physics 120, 035104 (2016). Le rayon de courbure cristalline Rc est alors défini par la relation suivante : Rc = D ² /(8f _c ) où f _c désigne la flèche cristalline et D le diamètre de la plaquette exprimés en mètre.

Dans le cadre de la présente invention, on définit également l’angle de troncature en un point de la surface d’une plaquette par l’angle entre :

- la normale à une face avant de la plaquette de nitrure d’élément 13 (normale au point pour lequel l’angle de troncature est défini) et

- la normale (également connue sous le nom d’axe C) à un plan cristallin d’orientation C (0001 ) (normale au plan cristallin au point précité).

L’angle de troncature peut être mesuré par diffraction X selon la norme SEMI- MF26 intitulée « Test Method for Determining the Orientation of a Semiconductive Single Crystal ». La variation d’angle de troncature est définie comme l’écart entre l’angle de troncature le plus élevé et l’angle de troncature le plus faible mesuré sur au moins de 80%, de préférence sur au moins 90%, de préférence sur au moins 95% de la surface considérée ou de la longueur maximale de la plaquette.

Dans le cadre de la présente invention, on définit également la qualité cristalline par la largeur à mi-hauteur du pic de diffraction des rayons X (DRX) de la raie (002) autour de l’angle w en condition symétrique des plans (0001 ) du cristal (cf. par exemple la publication « AMC 2017 - Advanced Materials Characterization Workshop June 6 & 7, X-ray analysis methods » de Mauro Sardela).

On entend par rectification, toute opération de découpe ou d’usinage consistant à enlever plus de 5%, voire même plus de 10% en masse de matière à la plaquette de cristal. A contrario, l’opération dite d’écrouissage, même quand il s’agit d’un meulage avec de l’abrasif fin typiquement de grade 200 mesh ou plus selon la norme FEPA, conduit à une très faible perte de matière, typiquement moins de 5% voire moins de 2%, ou encore moins de 1% en masse de perte de matière.

On entend par nettoyage de la plaquette, toute opération permettant l’élimination de la contamination organique et/ou métallique sur les surfaces EN au ppb (partie par milliard). Il peut consister en un bain chimique bien connu dans le métier du semi-conducteur et choisi parmi les bains SC1 , SC2, Piranha ou le bain carrot. BREVE DESCRIPTION DES DESSINS

D'autres avantages et caractéristiques du procédé selon l’invention et du produit associé ressortiront mieux de la description qui va suivre de plusieurs variantes d’exécution, données à titre d'exemples non limitatifs, à partir des dessins annexés sur lesquels : [Fig. 1A]

[Fig. 1 B]

- Les figure 1A et 1 B illustrent la détermination de la flèche géométrique d’un cristal brut.

[Fig. 2A] [Fig. 2 B]

[Fig. 2C]

[Fig. 2D]

- Les figures 2A, 2B, 2C et 2D décrivent des cristaux présentant une courbure ou flèche cristalline différente de leur courbure ou flèche géométrique. [Fig. 3]

- La figure 3 illustre un procédé de fabrication d’un cristal brut selon l’invention. [Fig. 4]

- La figure 4 illustre l’obtention d’un cristal brut selon l’invention.

[Fig. 5] - La Figure 5 décrit le cristal brut selon un premier exemple de réalisation.

[Fig. 6]

- La Figure 6 décrit le cristal brut selon un second exemple de réalisation. DESCRIPTION DETAILLEE DE L’INVENTION

En référence aux figures 2 et 3, il est illustré les grandes phases du procédé de fabrication de plaquettes de GaN.

Dans la suite, on décrira le procédé selon l’invention en référence à la fabrication de plaquettes de nitrure de gallium GaN. Toutefois, il est bien évident pour l’homme du métier que le procédé décrit ci-dessous peut être utilisé pour faire croître un matériau incluant une couche de nitrure d’élément 13 autre que du nitrure de gallium GaN.

Des aspects préférés mais non limitatifs du produit et du procédé décrit ci- dessus sont décrits dans les parties suivantes :

- Le cristal est un cristal de nitrure de Gallium.

- Le cristal présente un rayon de courbure supérieur à 15 mètres de préférence supérieur à 18 mètres, de manière plus préférée supérieure à 20 mètres, voire même supérieure ou égale à 25 mètres.

- Le cristal a une densité de dislocation de 10 ⁷ cnrf ² ou inférieure.

- Avantageusement, l’angle de troncature est non nul au voisinage du centre de la face E, par exemple de la face Gallium, est compris entre 0,1 et 5 degrés, préférentiellement compris entre 0,2 et 0,8 degrés, encore plus préférentiellement compris entre 0,3 et 0,6 degrés, les plans de coupe s’étendant perpendiculairement à l’axe principal A du cristal, en particulier selon le plan a et m.

1 . Procédé de fabrication

Le procédé selon l’invention comprend plus particulièrement les phases successives suivantes :

- une phase de croissance (10) d’une première couche de nitrure d’élément 13 (5a) sur un substrat de départ (1 ) présentant un plan de cristallisation dont l’angle de troncature est compris entre 0,1 et 5 degrés,

- une phase de formation (20) d’une zone de séparation (4) ;

- une phase de reprise de croissance (30) pour former une deuxième couche de nitrure d’élément 13 (5b),

- une phase de séparation (40) pour obtenir un cristal (5) autosupporté - une phase de finition (50) du cristal brut obtenu caractérisée en ce qu’elle comprend :

-au moins une étape d’écrouissage (52) par endommagement de la surface correspondant à une courbure cristalline concave dudit cristal, afin de redresser les plans cristallins, et

-au moins une étape de rectification (53) permettant de redresser géométriquement le cristal, afin d’obtenir une plaquette selon l’invention.

-optionnellement une étape préalable d’amincissement (51) par enlèvement de matière du cristal brut en fonction de la flèche initiale dudit cristal, afin d’obtenir une plaquette finale dont la flèche maximale inférieure à 6x10 ⁴ mm/mm de la plus grande longueur de ladite plaquette.

1.1. Phase 10 de croissance

La phase de croissance 10, optionnelle, consiste à former une sous-couche de GaN 5a par surcroissance latérale.

La surcroissance latérale permet de minimiser la densité de défauts contenus dans la sous-couche de GaN 5a.

L’approche utilisée pour réduire la densité de dislocations dans la sous-couche de GaN 5a consiste à :

- initier un mode de croissance du GaN par îlots, puis à

- favoriser la coalescence des îlots pour obtenir la sous-couche de GaN 5a. Avantageusement, la surcroissance latérale est mise en oeuvre sur un substrat de départ 1 présentant un angle de troncature non nul.

Le fait d’utiliser un substrat de départ 1 présentant un angle de troncature non nul permet de faire croître une première couche de GaN 5a ayant un angle de troncature non nul.

Le substrat de départ 1 peut être choisi parmi Si, AIN, GaN, GaAs, AI2O3 (saphir), ZnO, SiC, UAIO2, LiGaC>2, MgALCL, 4H-SiC, ou tout autre type de substrat de départ connu par l’homme du métier pour mettre en oeuvre une croissance de nitrure de gallium. Le substrat de départ 1 peut présenter une épaisseur de quelques centaines de micromètres, généralement 350 micromètres.

Avantageusement, le substrat de départ 1 peut être traité par nitruration préalablement à toute étape de dépôt. Cela permet d’améliorer la qualité du cristal de GaN obtenu.

L’angle de troncature peut être compris entre 0,1 et 5 degrés, préférentiellement entre 0,2 et 0,8 degré, et encore plus préférentiellement entre 0,3 et 0,6 degré (notamment pour limiter les fautes d’empilement).

La croissance de la sous-couche de GaN 5a peut être mise en œuvre selon différentes variantes. Notamment, la surcroissance latérale peut être basée :

- sur l’utilisation d’un masque diélectrique 3 incluant des ouvertures 3a dans lesquelles se forment les îlots, tel que décrit dans le document WO99/20816 ;

- sur l’utilisation d’une couche de diélectrique dépourvue d’ouverture sur laquelle se forment spontanément des îlots, tel que décrit dans le document EP 1 338 683.

1.1.1. Première variante de surcroissance latérale

Dans une première variante, la phase 10 de croissance consiste en une surcroissance latérale épitaxiale (ci-après dénommée « ELO » selon l’acronyme de l’expression anglo-saxonne « Epitaxial Latéral Overgrowth »).

L’ELO comprend une étape de dépôt d’une couche plane plus épaisse 2 sur le substrat de départ 1 .

Ce dépôt est de préférence réalisé par épitaxie phase vapeur aux organométalliques (ou « MOVPE », sigle de l’expression anglo-saxonne « MetalOrganic Vapour Phase Epitaxy »), par exemple à une température comprise entre 500 °C et 700 °C, notamment de 600 °C.

Le dépôt d’une couche 2 permet de réduire les contraintes entre le substrat de départ 1 et la sous-couche de GaN 5a épitaxiée par la suite sur celui-ci. En effet, le dépôt de la couche 2 sur le substrat 1 permet d’assurer une transition « douce » entre le substrat 1 et la sous-couche de GaN 5a dont les structures cristallines sont différentes. Le dépôt de la couche 2 permet en outre de faciliter la séparation ultérieure du cristal de GaN 5, comme il ressortira de la description qui va suivre. La couche 2 est par exemple une couche de GaN, une couche d’AIN, ou une couche d’AIGaN.

Dans une autre étape, un masque 3 incluant des ouvertures 3a est formé. Les ouvertures 3a peuvent être ponctuelles ou sous forme de bandes, et permettent de définir des positions pour la croissance sélective ultérieure d’ilots de GaN.

Le masque 3 peut être un masque en matériau diélectrique, comme par exemple du SiNx (SiN, S13N4, etc.) ou du S1O2 ou du TiN. Ceci permet de minimiser les défauts créés en bord de masque et améliore ainsi la qualité de la couche de GaN épitaxiée ultérieurement sur celui-ci.

La formation du masque 3 peut être réalisée par toute technique connue de l’homme du métier. Par exemple, la formation du masque peut consister en :

• le dépôt d’une couche de diélectrique 3b à partir de précurseurs gazeux de silane et d’ammoniac directement sur la couche 2, et

• la gravure par photolithographie de la couche de diélectrique 3b pour former des ouvertures 3a.

On obtient ainsi un substrat de départ 1 recouvert d’une couche 2 et d’un masque 3. Outre sa fonction d’amélioration de la qualité de la sous-couche de GaN 5a (par filtration des défauts traversants), le masque 3 permet de fragiliser l’interface entre le substrat de départ 1 et la première couche de GaN 5a.

Une autre étape consiste à former des îlots de GaN à travers les ouvertures 3a du masque 3. La vitesse de croissance selon un axe orthogonal au plan principal du substrat de départ 1 est maintenue supérieure à la vitesse de croissance latérale. On obtient ainsi des îlots ou des bandes à sections triangulaires (en fonction de la forme des ouvertures 3a). A l'intérieur de ces bandes à section triangulaire, les dislocations traversantes sont courbées à 90°.

On procède ensuite à une surcroissance latérale pour aboutir au final à une couche plane ELO. On obtient à la fin de cette étape du procédé une première couche de GaN 5a présentant une densité de dislocations inférieure à 10 ⁸ cnrf ² .

1.1.2. Deuxième variante de surcroissance latérale

Dans une deuxième variante, la phase 10 de croissance consiste en une surcroissance latérale universelle (ci-après dénommée « ULO » selon l’acronyme de l’expression anglo-saxonne « Universal Latéral Overgrowth ») tel que décrit dans le document EP 1 977 028.

L’ULO comprend une étape de dépôt d’une couche de nucléation sur le substrat de départ 1 .

La couche de nucléation est par exemple un film très mince de nitrure de silicium SiN, de l'ordre de quelques plans atomiques, autrement dit de l'ordre de 10 nm à 20 nm d'épaisseur. Le dépôt de SiN à base de silane et d'ammoniac peut durer 360 secondes.

Une couche tampon 2 continue - par exemple de GaN - est ensuite déposée sur la couche de nucléation. Le dépôt de la couche tampon 2 de GaN permet de filtrer les défauts cristallins et ainsi de minimiser dès le début du procédé la densité de défauts qui seront présents dans la sous-couche de GaN 5a épitaxiée par la suite. L'épaisseur de cette couche tampon 2 de GaN peut être comprise entre 10 et 100 nm. La température lors de cette opération peut être comprise entre 500 et 700 °C.

On procède ensuite à un recuit à haute température comprise entre 900 et 1150 °C. Sous l'effet conjoint de l'élévation de la température, de la présence dans le véhicule gazeux d'une quantité d'hydrogène suffisante et de la présence du film très mince de SiN, la morphologie de la couche tampon 2 de GaN subit une profonde modification résultant d'une recristallisation en phase solide par transport de masse. La couche tampon 2 de GaN initialement continue est alors convertie en une couche discontinue de motifs de GaN. On obtient ainsi des motifs ou îlots de GaN de très bonne qualité cristalline et conservant une relation d'épitaxie avec le substrat de départ grâce à la très faible épaisseur de la couche de nucléation.

Les zones où le nitrure de silicium SiN est mis à nu fonctionnent alors comme un masque et les motifs de GaN fonctionnent comme les zones de GaN localisées dans les ouvertures réalisées ex-situ dans le masque. On procède ensuite à une surcroissance latérale pour aboutir au final à une couche plane ULO.

Cette méthode, où le masque de nitrure de silicium se forme spontanément, et qui fait intervenir les mêmes mécanismes de courbure des dislocations que dans l'ELO est identifiée comme « ULO » (ou « ELO spontané »).

1 .2. Phase 20 de formation d’une zone de séparation 4

Le procédé comprend de plus une phase 20 de formation d’une zone de séparation 4. Cette phase 20 de formation d’une zone de séparation peut être mise en oeuvre selon différentes variantes. En particulier, la phase 20 de formation de la zone de séparation peut être mise en oeuvre :

- préalablement à la phase 10 de croissance de la sous-couche de GaN (première variante), ou

- postérieurement à la phase 10 de croissance de la sous-couche de GaN (deuxième variante), ou

- pendant la phase 10 de croissance de la sous-couche de GaN (troisième variante).

1.2.1. Première variante de formation de la zone de séparation 4

Dans une première variante, la phase 20 de formation d’une zone de séparation 4 peut consister à déposer une couche intermédiaire sacrificielle, préalablement à la phase 10 de croissance de la sous-couche de GaN 5a, tel que décrit dans le document EP 1 699 951 .

La couche intermédiaire pouvant être du S1O2 ; SiN ; Si ; SiON ; AION ; Al, ZnO, Ti ; T1O2 ; TiN ; TiC ; Ni ; InN ; MoSL ou ZrN, sert de couche sacrificielle destinée à être vaporisée spontanément lors de la phase ultérieure de croissance par épitaxie de la sous-couche de GaN 5a.

1.2.2. Deuxième variante de formation de la zone de séparation

Dans une deuxième variante, la phase 20 de formation d’une zone de séparation 4 comprend une étape d’implantation réalisée après la phase 10 de croissance de la sous-couche de GaN 5a. Cette implantation permet la création d’une zone fragilisée dans la sous-couche de GaN 5a.

L’implantation consiste à bombarder d’ions la sous-couche de GaN 5a de sorte à créer dans le semi-conducteur, à une profondeur voisine de la profondeur moyenne de pénétration de ces ions, une couche de microcavités (ou bulles).

Les ions implantés peuvent être choisis parmi le Tungstène, l’Hélium, le Néon, le Krypton, le Chrome, le Molybdène, le Fer, l'Hydrogène, ou le Bore. De préférence, les ions implantés sont des ions de tungstène. Ceux-ci présentent la particularité de décomposer le GaN. En termes de dose, lorsque les ions implantés sont des ions H+, la dose d’ions implantés peut être comprise entre 10 ¹⁶ et 10 ¹⁷ cm ² , et la profondeur d’implantation peut varier entre 0 nm et 50 nm en partant de la surface libre - appelée face de croissance - de la sous-couche de GaN 5a.

L’implantation d’ions de fragilisation peut être mise en oeuvre lors d’une étape unique ou lors d’étapes successives. La température peut être comprise entre 4K et 1400K lors de l’étape d’implantation. L’implantation peut être suivie d’une phase de recuit pour soigner les dommages cristallins crées durant l’implantation ionique, ce recuit peut s’effectuer à une température comprise entre 500 °C et 1500°C.

1.2.3. Troisième variante de formation de la zone de séparation

Dans une troisième variante, la zone de séparation 4 peut être formée pendant la phase 10 de croissance de la sous-couche de GaN 5a.

Notamment lorsque la phase de croissance est réalisée selon la première variante de réalisation dite ELO (i.e. dépôt d’un masque de diélectrique 3), la phase 20 de formation de la zone de séparation 4 peut comprendre l’implantation de la couche tampon 2 préalablement au dépôt du masque 3.

Cela permet de placer la zone de séparation 4 à une profondeur précisément souhaitée du fait que la première couche de GaN 5a déposée lors de l’étape de surcroissance ELO ne « gêne » pas l'implantation d'ions.

Bien entendu, l'implantation peut être effectuée à différents stades de la phase de surcroissance latérale ELO (ou ULO), soit dans les îlots, soit à un stade intermédiaire où les îlots ne sont pas entièrement coalescés, soit après coalescence totale des îlots.

1 .3. Phase de reprise d’épitaxie 30

A l’issue des phases 20 de formation d’une zone de séparation 4 et de croissance 10 de la sous-couche de GaN 5a, le procédé comprend une phase de reprise d’épitaxie 30 pour former une première couche épaisse de GaN épaisse de GaN 5b non dopée, une deuxième couche épaisse 5c de GaN dopée n et une troisième couche épaisse de GaN 5d non dopée.

Le procédé peut-être également démarré directement à cette phase 30, par la formation d’une couche épaisse de GaN 5b, les phases de croissance 10, et de formation de la zone de séparation 20 étant optionnelles. Dans la suite du texte, il est envisagé que ces phases 10 et 20 sont appliquées.

Cette reprise par épitaxie peut être mise en oeuvre par :

- Epitaxie en Phase Vapeur aux OrganoMétalliques (« MOVPE ») ;

- Epitaxie en Phase Vapeur aux Halogénures (ou « HVPE », sigle de l’expression anglo-saxonne « Hydride Vapor Phase Epitaxy ») ;

- T ransport de Vapeur en Espace Clos (ou « CSVT » sigle de l’expression anglo- saxonne « Close-Spaced Vapor Transport ») ; ou encore par

- Epitaxie en Phase Liquide (ou « LPE » sigle de l’expression anglo-saxonne « Liquide Phase Epitaxy »).

- Epitaxie en Phase Vapeur aux Oxydes (ou « OVPE » sigle de l’expression anglo-saxonne « Oxide Vapor Phase Epitaxy)

On préfère lors de cette étape mettre en oeuvre la technologie « HVPE » qui permet l’obtention de trois principaux effets intéressants :

- Un premier effet est que la sous-couche de GaN 5a est épaissie sans perdre ses qualités cristallines (on ne génère ni nouvelle dislocation, ni fissure),

- Un deuxième effet est que l'on réduit encore la densité de dislocation lors de reprise d'épitaxie en HVPE, d'un facteur au moins égal à 2, au-delà de 10Opm de croissance GaN (0001 ) (ref https://doi.Org/10.1143/APEX.5.095503)

- Un troisième effet est que la couche épaisse de GaN 5 ainsi obtenue peut dans certain cas permettre la séparation spontanée de son substrat de départ 1 au niveau de la zone de séparation 4 en cas de sublimation ou de fracture mécanique de ladite zone au cours de la croissance HVPE.

Plus précisément, la reprise est réalisée selon le processus suivant : la montée en température s'effectue dans une atmosphère mixte d'azote et d'ammoniac et d’hydrogène. Dès que la température d’environ 1000°C est atteinte de façon stable, la phase de croissance d'une couche épaisse de GaN est alors amorcée en introduisant dans la phase vapeur, par exemple, le chlorure de gallium (GaCI). Le GaCI et l’ammoniac sont partiellement pyrolisés dans la chambre de croissance dont la température est maintenue à environ 1000 °C. Ainsi un dépôt monocristallin de GaN se forme progressivement au niveau substrat de nucléation (formé durant la première phase de croissance). Il est nécessaire d'obtenir une couche de GaN suffisamment épaisse, donc suffisamment résistante d'un point de vue mécanique pour éviter la fracture de la couche de GaN en morceaux de faible surface au cours de la séparation ainsi que pour faciliter sa manipulation sans risque de casse. La croissance se poursuit ainsi durant plusieurs heures dans ces conditions expérimentales afin d'atteindre une épaisseur d'au moins 200 microns de la couche de GaN et préférentiellement une épaisseur supérieure à 1 mm.

La croissance est alors définitivement achevée en dérivant le flux de HCl vers l'extérieur et le refroidissement s'opère dans une atmosphère constituée d'azote et d'ammoniac.

Les conditions de croissance de ces première, deuxième, et troisième couches monocristalline 5b, 5c, 5d sont typiquement une température de croissance comprise entre 900 à 1200°C, avec une vitesse de croissance pouvant être comprise entre 50 et 500 micromètres /h, de préférence entre 70 et 200 micromètres/h.

Le cristal autosupporté brut de GaN ainsi obtenu à une épaisseur supérieure 200pm et préférentiellement supérieure à 1 mm. Son épaisseur maximale est inférieure à 10 mm voire inférieure à 5 mm.

Le diamètre du cristal autosupporté brut GaN ainsi obtenu à un diamètre supérieur à 50mm et préférentiellement un diamètre supérieur à 100mm. Son diamètre maximal est inférieur à 250 mm voire inférieure à 200 mm.

En référence à la figure 4, la couche 5b comporte des zones de défauts permanents correspondant à des creux ou puits de section décroissante dans le sens opposé à la direction de croissance.

Dans un second temps, dans les mêmes conditions de croissance, le dopage est réalisé par apport de l’élément dopant n, pour obtenir une deuxième couche monocristalline de GaN 5c sur la couche 5b, selon le processus suivant :

- Apport et concentration en oxygène sont contrôlés grâce à une maîtrise de la pureté du précurseur d’élément III et la réalisation de purges très poussées du réacteur avant croissance sous vide à une pression résiduelle inférieure à 500 torrs.

- Pour le Germanium : à partir d’une source solide, de GeCL, de germane, tetramethylgermanium et de Isobutylgermane ainsi que leurs dérivés. Ces gaz dopants étant alors vaporisés dans la chambre de réaction. De préférences ces gaz dopants peuvent être préalablement mélangés en phase vapeur avec le flux de GaCI pour améliorer la répartition homogène du flux de dopage dans la chambre de croissance.

Dans le cas d’un précurseur gazeux, le réservoir de gaz est maintenu à une pression comprise entre 1 bar et 3 bars et un flux de gaz porteur (N2 et/ou H2) d’un débit compris entre 0.25 sccm et 20 sccm est appliqué.

- Pour le Silicium, à partir de silane, de dichlorosilane, de tétrachlorure de Silicium, ainsi que leurs dérivés qui sont vaporisés dans la chambre de réaction. Dans le cas du dichlorosilane (1 % dilué dans 99% N2 (ou H2) un flux compris entre 1 et 20 sccm est appliqué. De préférences ces gaz dopants peuvent être préalablement mélangés en phase vapeur avec le flux de GaCI pour améliorer la répartition homogène du flux de dopage dans la chambre de croissance.

- Le silicium et le germanium peuvent être introduits conjointement, ce qui conduit à un système à 3 dopants.

Typiquement l’épaisseur de cette première couche monocristalline de GaN 5b est de de 100 à 1000 micromètres.

Les zones de défauts permanents 6 de la couche 5b ont pour conséquence que les défauts se propagent également dans la couche 5b. Ainsi, lors de la croissance de la deuxième couche dopée 5c, on obtient des dépressions de matière de la couche 5c dans des zones de dépression coïncidant avec les zones de défauts de la couche 5b.

D’autres formes de dépression de matière peuvent apparaître liées à des inclusions ou des nucléations qui modifient localement la vitesse de croissance sans pour autant déboucher jusqu’à la surface supérieure de la couche 5b ou même 5c.

Dans un troisième temps, l’apport de gaz dopant n est arrêté, et les conditions de croissance sont maintenues, permettant d’obtenir sur la couche précédente dopée 5c typiquement d’épaisseur de 100 à 2000 micromètres, une troisième couche monocristalline de GaN 5d, typiquement d’épaisseur de 200 à 5000 micromètres. L’épaisseur obtenue de la couche monocristalline et le mode de croissance de GaN 5d permet que les zones de dépression de la couche 5c soient comblées par le dépôt de cette troisième couche.

1 .4. Phase de séparation 40

Une phase 40 de séparation est également mise en oeuvre, celle-ci est dépendante de la variante implémentée pour la phase 20 de formation de la zone de séparation 4.

Dans le cas d’une implantation d’ions, la phase 40 de séparation spontanée a lieu du fait du cycle thermique (reprise d'épitaxie à haute température et refroidissement) que subit la couche épaissie de GaN 5 qui, à cause de la différence de coefficients de dilatation thermique entre le substrat de départ 1 et la couche épaisse de GaN 5, engendre des contraintes provoquant sa séparation.

Dans le cas du dépôt d’une couche intermédiaire sacrificielle, cette séparation intervient durant de la reprise d’épitaxie par vaporisation spontanée de la couche intermédiaire ou bien par fracture mécanique au niveau de la couche dite sacrificielle. Dans le cas de séparation post croissance un laser peut être utilisé pour vaporiser la couche sacrificielle.

On obtient ainsi un cristal de GaN 5 autosupporté tel qu’illustré aux figures 1 A ou 1 B.

Un tel cristal, peut-être bombé et présente un rayon de courbure typiquement supérieur à 5 mètres et inférieur à 25 mètres et préférentiellement inférieur à 20 mètres. Par ailleurs, le cristal 5 a en outre une densité de dislocation de 10 ⁷ cnrf ² ou inférieure, de préférence inférieure à 5x10 ⁶ cnrf ²

Le cristal de GaN 5 ayant été formé sur un substrat de départ présentant un angle de troncature (ou « miscut » en anglais) non nul, présente également un angle de troncature non nul, l’orientation des plans cristallins se propageant d’une couche à l’autre. Par exemple, dans le cas d’un substrat de saphir 1 d’angle de troncature égale à 4 degrés, la face de croissance du cristal 5 présente un angle de troncature égale à 4 degrés, de préférence compris entre 0,1 et 1 degré sur toute sa surface.

1 .5. Phase de finition 50

Une fois le cristal de GaN 5 séparé du substrat de départ 1 , on procède à une phase de finition 50 du cristal brut obtenu afin d’obtenir une plaquette finale dont la flèche maximale inférieure à 6x10 ⁴ mm/ mm de largeur de cristal. La phase de finition 50 peut comprendre :

-Optionnellement une étape préalable d’amincissement 51 par enlèvement de matière du cristal brut en fonction de la flèche initiale dudit cristal. Préférentiellement, l’amincissement est réalisé par usinage à une épaisseur relative supérieure à 5x10 ³ et inférieure à 10 ² , ladite épaisseur correspondant au rapport de l’épaisseur de la plaquette sur la plus grande longueur de ses faces.

-Au moins une étape d’écrouissage 52 par endommagement de la surface correspondant à une courbure cristalline concave dudit cristal, afin de redresser les plans cristallins pour réduire la variation de l’angle de troncature. L’écrouissage peut être réalisée par abrasion de la surface, par exemple par sablage, grenaillage, meulage, rodage, exposition à un rayonnement laser afin de générer une couche d’écrouissage. L’écrouissage peut être également réalisé par une autre technique adaptée à la découpe sous contrainte mécanique des monocristaux de nitrure d’élément 13. Selon un mode particulier, l’écrouissage est réalisé jusqu’à ce que la variation d’angle de troncature soit inférieure à 5x10 ^_3o /mm de la plus grande dimension de ladite plaquette.

De préférence, l’écrouissage est réalisé sur la face de la plaquette vis-à-vis de laquelle la déformation cristalline est concave ou pour laquelle la courbure du réseau cristallin est concave.

De préférence, l’écrouissage est réalisé sur une plaquette non fixée à un support. Avantageusement, l’écrouissage est réalisé jusqu’à l’obtention d’une flèche cristalline comprise, en valeur absolue entre 0,2 et 2, de préférence 0,3 et 1 ,5, voire même entre 0,4 et 1 ,0 pm/mm de la plus grande dimension de la plaquette, dans le cas où la face N de la plaquette est concave. Dans le cas où la face N de la plaquette est convexe, l’écrouissage est réalisé de préférence jusqu’à l’obtention d’une flèche cristalline comprise, en valeur absolue, entre 0,1 et 1 ,5 de préférence 0,2 et 1 ,2, voire même entre 0,2 et 1 ,0 pm/ mm de la plus grande dimension de la plaquette,

-Au moins une étape de rectification permettant de redresser géométriquement le cristal. On procède à une rectification de la face N et/ou E et des cotés ou chants de la plaquette, au polissage afin d’obtenir un état de surface acceptable pour l’application de composant optoélectronique ou électronique.

L’étape de finition peut également comprendre d’autres étapes, telles qu’un dépolissage chimique de la face N après usinage de la face N ou après polissage de la face E, un nettoyage pour décontaminer les surfaces de la plaquette, et/ou une préparation de la face E, en particulier par gravure plasma, pour un dépôt ultérieur d’au moins une couche nécessaire à la réalisation d’un composant optoélectronique ou électronique.

Ainsi, le procédé proposé est particulièrement adapté à la fabrication de tranches ou de plaquettes de matériau semi-conducteur, notamment des tranches ou de plaquettes de de nitrure d’éléments de groupe 13 ou III du tableau périodique, plus particulièrement des tranches ou de plaquettes composées de nitrure d’élément 13, de préférence de GaN, de grand diamètre, supérieure à 50 mm, de plus 100 mm ou même 150 à 200 mm.

La tranche ou plaquette finale de matériau semi-conducteur selon l’invention présente une épaisseur de 200 à 2000 micromètres, préférentiellement d’environ 400 micromètres, et une excellente qualité cristalline telle que la largeur à mi-hauteur du pic de diffraction des rayons X (DRX) de la raie (002) autour de l’angle w en condition symétrique des films de GaN (0001 ) est inférieure à 130 Arc.sec dans le cas d’une plaquette de nitrure de Gallium.

Le cristal subit une opération de détourage puis une découpe en plusieurs tranches ou plaquettes ayant typiquement de 100 à 600 micromètres d’épaisseur à l’aide d’une scie à fil soit « loose wire saw » (particules abrasives dans une barbotine qui vient imprégner le fil avant découpe), soit « fixed wire saw » (particules abrasives préalablement fixées sur le fil).

La découpe du cristal est réalisée selon des plans de coupe P transversaux orthogonaux à l’axe principal A du cristal. Ceci permet d’obtenir un rendement de matière bien meilleur que celui décrit dans le document US 2012/0184090. Les techniques actuelles permettent de contrôler l’élimination d’une épaisseur de couche à 10 micromètres près. La présente invention et ses avantages sont illustrés à l’aide des exemples suivants. Les exemples selon l’invention ne doivent bien entendus pas être considérés comme limitatifs de sa mise en oeuvre.

Exemples de réalisation

Des cristaux bruts de GaN de 100mm de diamètre ont été obtenus par croissance via HVPE sur la base d’un substrat telle que décrite par exemple par WO/03100839A2 selon l’étape 3 incorporé par référence. Le ratio de débit (volumique) de N2(N2+H2) est de 0,2. Les cristaux présentent une épaisseur typiquement entre 500 et 2000 micromètres.

Dans les exemples suivants des cristaux selon la figure 5 présentant une face N concave et des plans cristallins courbes suivant la courbure géométrique du cristal ont été obtenus. Une première série a été traitée selon le procédé de finition selon l’invention et l’autre série selon un procédé connu à titre comparatif.

Les cristaux finaux des exemples ci-dessous présentent un ratio (FWHMN- FWHMGa)/épaisseur de la plaquette où FWHMN désigne la largeur à mi-hauteur du pic de diffraction des rayons X (DRX) de la raie (201 ) autour de l’angle w en condition asymétrique des plans de GaN (0001 ) sur la face Azote et FWHME celle sur la face d’élément 13, qui est de -0,4 arcsec/micron d’épaisseur de plaquette.

La flèche ou courbure géométrique de la plaquette pour un diamètre de 100 mm de plaquette a été mesurée sur la face N à l’aide d’un comparateur micrométrique de type profilomètre tel que décrit par EP1528591 A2 [0089] et la flèche cristalline pour un diamètre de 100 mm de plaquette a été mesurée par diffraction aux rayons comme décrit dans la publication « curvature and bow of bulk GaN substrates » de Humberto M.Foronda and ail publié au Journal of Applied Physics 120, 035104 (2016).

L’angle de troncature, exprimé en degré pour 100 mm de largeur de plaquette, a été mesuré sur la galette (ou plaquette) sur toute la largeur de la plaquette hormis les extrémités soit sur au moins environ 95 mm de la largeur de la plaquette, par diffraction X selon la norme SEMI- MF26. En chaque point de la plaquette, l’angle de troncature correspond à la différence entre le plan m du cristal et le plan normal à la surface en ce point. La variation d’angle de troncature est définie comme étant l’écart entre l’angle le plus élevé et l’angle le plus faible, ceci pour 100mm de diamètre de plaquette. Les étapes f), h) et i) n’ont pas été détaillées dans les exemples ci-dessous car les écarts de variation d’angle sont faibles mais une variation d’angle globale a été précisée pour l’ensemble de ces étapes.

Les résultats sont présentés dans le tableau 1 ci-après :

[Table 1]

Na= non appliqué Comme on peut le constater dans ce tableau 1 le procédé proposé, en comparaison d’un procédé sans étape d’écrouissage (1a), permet d’obtenir une réduction importante de la flèche cristalline, et de la variation d’angle de troncature. En particulier, l’étape préalable d’écrouissage permet de redresser voire d’inverser la courbure cristalline, afin d’anticiper les déformations générées par les opérations suivantes de finition, en particulier l’opération de rectification de la plaquette. Cette étape préalable d’écrouissage permet ainsi d’obtenir une plaquette dont la flèche ou la déformation cristalline et géométrique sont toutes les deux très faibles.

Dans les exemples suivants des cristaux selon la figure 6 présentant une face N convexe et des plans cristallins courbes suivant la courbure géométrique du cristal ont été obtenus. Une première série a été traitée selon le procédé de finition selon l’invention et l’autre série selon un procédé connu à titre comparatif.

Également en comparaison d’un procédé où à l’étape c) la plaquette est redressée dans une étape de sablage jusqu’à l’obtention d’une flèche géométrique nulle (1 b), il est obtenu pour le produit fini une flèche cristalline importante.

Les résultats sont présentés dans le tableau 2 ci-après :

[Table 2]

Comme on peut le constater dans ce tableau 2, le procédé proposé, en comparaison d’un procédé traditionnel, permet d’obtenir une réduction importante de la flèche cristalline, et de la variation d’angle de troncature.

Le procédé proposé permet donc l’obtention d’une plaquette de cristal de nitrure d’élément 13 présentant une qualité cristalline élevée et un gradient de qualité cristalline supérieur à 5% dont la variation d’angle de troncature et la déformation géométrique sont très faibles de façon permanente malgré les multiples déformations générées par les différentes étapes de finition entre l’obtention du cristal brut et la plaquette finale prête pour la réalisation d’un composant optoélectronique ou électronique.

En particulier, il est possible d’obtenir une très faible variation d’angle de troncature en associant l’écrouissage, non pas dans le but de redresser géométriquement le cristal mais dans le but de réduire sa variation d’angle de troncature du cristal. La déformation géométrique du cristal due à cette étape d’écrouissage est ensuite « corrigée » par les étapes ultérieures de rectification qui vont permettre une réduction de la déformation géométrique du cristal.

Avantageusement, l’angle de troncature au centre de la plaquette est de l’ordre 0,5 degré.

Avantageusement, la courbure ou déformation géométrique de ses faces présente une flèche inférieure à 10 ³ mm/mm de la plus grande dimension de ladite plaquette.

Également, avantageusement, le gradient de qualité est compris entre -0,005 arcsec/micron et -5 arcsec/micron.

Également, avantageusement, le cristal a une densité de dislocation de 107cm ² ou inférieure Également, avantageusement, le procédé proposé permet d’obtenir une plaquette dans laquelle :

- au moins une face, de préférence la face E, présente une rugosité de surface quadratique moyenne (définie suivant la norme NF EN ISO 4287 Décembre 1998) inférieure 0,5 nm sur une surface de 4 pm ² , et/ou, dans laquelle le cristal a une densité de dislocation de 107cm ² ou inférieure ; et/ou

- la résistivité électrique mesurée est inférieure à 25 mOhms.cm ; et/ou

- le coefficient d’absorption mesuré à une longueur d’onde de 400nm est inférieur à 4 cm -1.

Également, le procédé proposé est particulièrement avantageux pour l’obtention d’une plaquette de cristal de nitrure d’élément 13, dont la courbure ou déformation géométrique et la variation d’angle de troncature sont très faibles, présentant un ratio R de la plus grande longueur (en micromètres) sur l’épaisseur de la plaquette (en micromètres) compris entre 80 et 500, de préférence entre 100 et 500, de préférence entre 100 et 450, voire entre 100 et 350.

Le tableau 3 ci-après présente le ratio R obtenu pour des plaquettes, de différentes dimensions, obtenues selon le procédé proposé :

[Table 3]