FR 2977260 A1 20130104 FR 1155899 A 20110630 PROCEDE DE FABRICATION D'UNE COUCHE EPITAXIALE EPAISSE DE NITRURE DE GALLIUM SUR UN SUBSTRAT DE SILICIUM OU ANALOGUE ET COUCHE OBTENUE PAR LEDIT PROCEDE DOMAINE DE L'INVENTION La présente invention concerne un procédé de fabrication par épitaxie d'une couche monocristalline sans fissure de GaN sur un substrat dont le coefficient de dilatation thermique est inférieur au coefficient de dilatation thermique du GaN et est donc susceptible de générer dans ladite couche de GaN une contrainte extensive. ARRIERE PLAN DE L'INVENTION Les composants électroniques, optoélectroniques et micromécaniques à base de nitrures d'éléments III (dits « matériaux III-N ») sur substrat de silicium présentent un potentiel considérable. En particulier, il existe un marché important pour les composants électroniques de puissance à base de semi-conducteurs à grande bande interdite (dits « à grand gap » selon la terminologie du métier). En effet, l'utilisation de semi-conducteurs à grand gap peut contribuer à réduire de manière substantielle la taille et la complexité des circuits électroniques dans lesquels ils sont intégrés. Un exemple particulier d'application particulièrement prometteuse de ces matériaux concerne les diodes redresseuses de type Schottky, qui permettent de réduire notablement les pertes liées aux diodes. On estime en effet qu'une unité de pilotage de moteur utilisant des diodes redresseuses à base de silicium souffrent de pertes liées aux diodes de l'ordre de 2%, tandis que la même unité utilisant des diodes à base de semi-conducteurs à grand gap (tels que SiC, GaN, etc.) ne présentent des pertes liées aux diodes que de l'ordre de 0,2%. En ce qui concerne le substrat supportant le semi-conducteur à grand gap, il doit, pour optimiser le coût du composant, être disponible dans une grande dimension (typiquement supérieure ou égale à 6 pouces (15,24 cm)) et présenter un coût modique. En ce sens, le silicium est l'un des matériaux préférés en raison de son faible coût, de sa disponibilité et de son aptitude aux procédés de transformation des semi-conducteurs, qui sont standardisés. A contrario, le nitrure de gallium, qui est en théorie le substrat idéal pour la croissance épitaxiale de matériaux III-N, n'est à l'heure actuelle pas disponible sous forme massive dans des conditions industriellement viables (les substrats étant de trop faible dimension (i.e. au maximum de 2 pouces (5,08 cm)) et présentant un coût trop élevé). Le saphir et le carbure de silicium sont d'autres candidats potentiellement intéressants, mais sont respectivement trop chers et susceptibles de ruptures d'approvisionnement. Par ailleurs, le GaN épitaxié sur saphir présente des défauts dits « micropipes ». Ces défauts, issus de la formation de dislocation vis (« screw dislocation » selon la terminologie anglo-saxonne) lors de la croissance du matériau, présentent typiquement un diamètre de l'ordre de 250 à 500 nm. Une densité de ces défauts de l'ordre de 3 à 6.105 cm-2 a ainsi été identifiée. Cependant, le substrat de silicium, malgré les avantages mentionnés ci-dessus, présente deux principaux inconvénients. Le premier est un désaccord de maille important vis-à-vis des matériaux III-N. En effet, pour la face Si(111), le désaccord de maille entre GaN (dont le paramètre de maille est de 3,189 A) et Si (le paramètre de maille est de 3,840 A) s'élève à 16,9%. En second lieu, il existe un important désaccord entre les coefficients de dilatation thermique entre le silicium et les matériaux III-N. Ainsi, le coefficient de dilatation thermique du GaN est de 5,59.10-6 K"' tandis que celui du silicium est de 2,59.106 K-', ce qui représente un désaccord thermique de 53,70/0. Par ailleurs, la contraction divergente du substrat de silicium (qui est lente), et celle des couches épitaxiales III-N (qui est rapide), lors du retour à la température ambiante après l'épitaxie, a pour effet de mettre ces dernières sous une contrainte extensive de +1,4 GPa à température ambiante. Le désaccord des paramètres de maille est à l'origine de défauts cristallins dans le matériau III-N, qui sont potentiellement néfastes aux performances du composant (courants de fuite, vieillissement, etc.). Le désaccord thermique est quant à lui à l'origine de fissures qui se forment dans le matériau III-N pour relaxer la contrainte. Les fissures sont des défauts macroscopiques de la couche de matériau III-N qui, en raison de la discontinuité engendrée par ces fissures à la surface de la couche de GaN, est 30 impropre au fonctionnement de composants. Pour tenter de pallier ces désaccords entre le substrat de silicium et la ou les couches épitaxiales de matériau III-N, il est connu de former, comme illustré à la figure 1, sur le substrat 1 de silicium, une couche 2 d'AIN dite couche tampon, et de faire croître par épitaxie une couche 3 de GaN sur la couche tampon 2. En effet, en raison des paramètres de maille du GaN (qui, comme indiqué plus haut, est de 3,189 A) et de l'AIN (qui est de l'ordre de 3,112 A), la couche de GaN se trouve sous contrainte compressive lorsqu'elle est épitaxiée sur une couche d'AIN. En théorie, c'est-à-dire si le GaN croissait de manière pseudomorphique sur l'AIN, la compression du GaN pourrait atteindre -10,9 GPa, et compenser ainsi la contrainte extensive générée lors du retour à la température ambiante par la différence de coefficients de dilatation thermique entre le GaN et le substrat de silicium. En réalité, en raison du désaccord de maille élevé entre GaN et AIN (2,47 0/0), le GaN ne croit pas de manière pseudomorphique mais relaxe partiellement en formant des dislocations et/ou en courbant des dislocations existantes. II en résulte que seule une partie de la contrainte compressive générée à l'interface GaN sur AIN peut être maintenue dans la couche de GaN et n'est donc pas suffisante pour compenser la contrainte extensive créée lors du refroidissement. Ainsi, l'épaisseur limite de GaN non fissuré dans une telle structure se situe autour de 1 pm, ce qui est trop faible pour la plupart des applications visées. Pour améliorer le maintien de la contrainte compressive dans la couche de GaN, différentes équipes ont proposé de former, entre la couche tampon et la couche de GaN, une ou plusieurs couches dites « intercalaires ». Une première voie est d'épitaxier une ou plusieurs couches d'AI,Ga,_,N (avec 0 L'étude de M. Heerlen, D. Zhu, C. McAleese, M.J. Kappers, C.J. Humphreys, Dislocation reduction in MOCVD grown GaN /ayers on Si(111) using two different buffet-layer approaches, 13th European Workshop on Metalorganic Vapor Phase Epitaxy (EWMOVPEXIII), Ulm, Germany, June 7-10, 2009 (B-11), montre que par rapport à une variation continue de la teneur en aluminium, une variation discrète permet de réduire de manière significative la densité de dislocations au sein de la couche finale de GaN (de l'ordre de 108 cm-2 contre 109 cm-2). Les documents US 6,649,287, US 7,247,889, US 7,339,205, US 7,352,015 et US 7,352,016 décrivent des couches de transition similaires à celle décrite ci-dessus. Cependant, la littérature concernant ce type de structure, corroborée par des expériences menées par les inventeurs, montrent qu'elle permet d'obtenir une couche de GaN continue non fissurée dont l'épaisseur est au plus de 2,5 pm. Cette épaisseur reste trop faible pour la plupart des applications visées. Un second type de solution est l'épitaxie d'une alternance de couches d'AIN et de 10 couches de GaN. Le document WO 01/95380 propose ainsi, comme illustré à la figure 2, une structure comprenant successivement un substrat 1 de silicium, une couche tampon 2 d'AIN, une première couche 3a de GaN, une couche intercalaire 4 d'AIN et la couche utile 3 de GaN. La couche intercalaire 4 est monocristalline et présente un paramètre de maille inférieur 15 à celui de la couche de GaN, ce qui permet de mettre la couche 3 de GaN sus-jacente en compression lors de l'épitaxie en vue de compenser au moins partiellement la contrainte extensive générée lors du refroidissement. Une telle structure permet d'obtenir une couche 3 de GaN non fissurée de 3 à 4 pm environ, ce qui est significatif mais trop faible pour certaines des applications visées. 20 La figure 3 présente une variante de cette structure, qui comprend successivement un substrat 1 de silicium, une couche tampon 2 d'AIN, une première couche 3a de GaN, une première couche intercalaire 4a d'AIN, une deuxième couche 3b de GaN, une deuxième couche intercalaire 4b d'AIN et une couche utile 3 de GaN. Le fait d'avoir inséré dans la structure une deuxième couche intercalaire d'AIN permet 25 d'augmenter l'épaisseur de la couche utile 3 de GaN, mais dans une mesure qui reste insuffisante pour certaines des applications visées. L'invention a donc pour objectif de définir un procédé de fabrication par épitaxie d'une couche de GaN sans fissure qui soit plus épaisse que les couches obtenues à ce jour. Plus précisément, le but de l'invention est de réaliser une couche utile de GaN continue 30 (c'est-à-dire un seul tenant, ne contenant aucune couche en un matériau autre que du GaN) présentant une épaisseur supérieure à 5 pm et présentant une densité de dislocations inférieure ou égale à 5.108 cm -2 sur un substrat de diamètre pouvant être supérieur ou égal à 6 pouces (15,24 cm). 35 BREVE DESCRIPTION DE L'INVENTION Conformément à l'invention, il est proposé un procédé de fabrication par épitaxie d'une couche monocristalline dite utile de GaN sur un substrat dont le coefficient de dilatation thermique est inférieur au coefficient de dilatation thermique du GaN, ledit substrat étant donc susceptible de générer dans ladite couche utile une contrainte extensive. Ledit procédé est caractérisé en ce qu'il comprend les étapes successives suivantes : (a) formation, sur le substrat, d'une couche tampon d'AIN, (b) croissance épitaxiale tridimensionnelle, directement sur la couche tampon, d'une couche de GaN relaxée à la température d'épitaxie, (c1) croissance épitaxiale, sur la couche de GaN, d'une première couche intercalaire de composition BWAIXGaYInZN, où w+x+y+z=1 et 0,5 Selon un mode de réalisation particulier de l'invention, le procédé comprend, entre les étapes (c3) et (d), les étapes successives suivantes : (c4) formation d'une première couche dite de transition de composition BWAI,GayIn,N, où w+x+y+z=1 et 0 De manière préférée, ledit procédé est mis en ceuvre par épitaxie en phase vapeur aux organométalliques (EPVOM). Le substrat peut être choisi parmi les substrats suivants : Si(111), Si(110), Si(100), Si poreux, silicium sur SiC polycristallin (SopSiC), 4H-SiC, 6H-SiC, 3C-SiC/Si(111), silicium sur isolant (SOI). Après la croissance épitaxiale de la couche utile de GaN, on peut transférer ladite couche utile sur un support, par exemple en mettant en ceuvre le procédé Smart CutTM De manière alternative, on peut, après la croissance épitaxiale de la couche utile de GaN sur une épaisseur d'au moins 5 pm, retirer ladite couche utile de la structure sur laquelle elle a été épitaxiée, de sorte à former une couche auto-supportée de GaN. Un autre objet de l'invention concerne une structure comprenant une couche monocristalline dite utile de GaN sur un substrat dont le coefficient de dilatation thermique est inférieur au coefficient de dilatation thermique du GaN, ladite structure étant caractérisée en ce qu'elle comprend successivement : - une couche monocristalline de GaN sous contrainte extensive à température ambiante, - une première couche intercalaire monocristalline de composition BWAI,GayInZN, où w+x+y+z=1 et 0,5 BREVE DESCRIPTION DES DESSINS D'autres caractéristiques et avantages de l'invention ressortiront de la description 35 détaillée qui va suivre, en référence aux dessins annexés sur lesquels : - la figure 1 est un schéma en coupe d'une structure connue comprenant successivement un substrat de silicium, une couche tampon d'AIN et une couche utile de GaN ; - la figure 2 est un schéma en coupe d'une structure connue comprenant successivement un substrat de silicium, une couche tampon d'AIN, une première couche de GaN, une couche intercalaire en AIN et une couche utile de GaN ; - la figure 3 est un schéma en coupe d'une structure connue comprenant un substrat de silicium, une couche tampon d'AIN, deux alternances d'une couche de GaN et d'une couche intercalaire d'AIN, et une couche utile de GaN ; - la figure 4 est un schéma en coupe d'une structure conforme à un premier mode de réalisation de l'invention ; - la figure 5 est un schéma en coupe d'une structure conforme à un autre mode de réalisation de l'invention ; - la figure 6 est une image TEM partielle d'une structure conforme à l'invention ; - la figure 7 est un diagramme DRX comparatif de deux structures dont l'une est conforme à l'invention ; - la figure 8 est un graphique illustrant l'évolution de la contrainte au sein de la couche utile de GaN dans différentes structures en fonction de la nature des couches intercalées entre la couche tampon et la couche utile ; - la figure 9 présente les profils d'aluminium et de dopant dans un système de couches de transition conforme à l'invention ; - les figures 10 à 12 sont des vues de surface en microscopie optique à contraste Nomarski de différentes structures ; - la figure 13 présente des images TEM des voids dans la structure de la figure 11 ; - la figure 14 présente des images TEM des défauts en forme de V dans une structure similaire à celle de la figure 2 ; - la figure 15 est une vue en coupe d'une diode Schottky réalisée à partir d'une structure selon l'invention ; - la figure 16 illustre un exemple de diode électroluminescente émettant dans le domaine du visible ; - la figure 17 illustre un exemple de diode électroluminescente à cavité résonante à deux miroirs de Bragg monolithiques ; - la figure 18 illustre un exemple de diode électroluminescente à cavité résonante à un miroir de Bragg monolithique ; - la figure 19 illustre un exemple de RC-LED à un miroir de Bragg monolithique à base d'(Al,ln)N ; - la figure 20 illustre un premier exemple de diode laser ; - la figure 21 illustre un deuxième exemple de diode laser, à base d'(AI, In)N ; - la figure 22 illustre un exemple de transistor à haute mobilité électronique (HEMT) ou à effet de champ (FET) ; - la figure 23 illustre un autre exemple de transistor à haute mobilité électronique (HEMT) ou à effet de champ (FET), comprenant une couche dite « spacer », - la figure 24 est un graphique présentant la densité de dislocations en fonction de l'épaisseur de la couche utile de GaN. Pour faciliter la représentation des différentes couches, leurs rapports d'épaisseurs n'ont pas nécessairement été respectés. DESCRIPTION DETAILLEE DE L'INVENTION Dans le texte qui suit, on entend par « épitaxie » tout procédé permettant une croissance orientée d'un matériau monocristallin sur un autre matériau monocristallin. Le terme « épitaxie » couvre ainsi notamment les techniques connues sous les appellations de EPVOM pour « Epitaxie en phase vapeur d'organométalliques » (ou MOVPE, acronyme du terme anglo-saxon « Metalorganic vapor phase epitaxy », ou MOCVD, acronyme du terme anglo-saxon « Metalorganic chemical vapor deposition »), EJM pour « Epitaxie par jets moléculaires » (ou MBE, acronyme du terme anglo-saxon « Molecular beam epitaxy »), et HVPE (acronyme du terme anglo-saxon « Hydrid vapor phase epitaxy »). Bien que l'épitaxie EPVOM soit préférée en raison de son application à échelle industrielle, toutes les étapes d'épitaxie mentionnées par la suite peuvent être mises en ceuvre par chacune de ces techniques. Eventuellement, certaines étapes d'épitaxie sont réalisées au moyen d'une technique et d'autres étapes au moyen d'une autre technique. Les figures 4 et 5 illustrent deux structures conformes à l'invention. Sauf mention du contraire, les signes de référence communs à ces figures désignent des éléments identiques ou similaires. L'une des particularités de ces structures est que l'une au moins des couches comprises entre la couche tampon d'AIN et la couche utile de GaN n'est pas un alliage III-N binaire tel qu'AIN ou GaN mais un alliage III-N au moins ternaire (de type AIGaN), voire quaternaire (par exemple AIGaInN) ou quinquénaire (BAIGaInN). Comme on le verra plus bas, lorsque la structure contient au moins une couche en un alliage au moins ternaire, la contrainte compressive imposée à la couche utile par la couche intercalaire est plus grande que lorsque la structure ne comprend que des alliages binaires, ce qui permet de faire croître une couche utile de GaN plus épaisse sans y générer de fissures. Substrat Le substrat 1 est avantageusement un substrat monocristallin qui est à la fois disponible en grande dimension (typiquement supérieure à 6 pouces (15,24 cm), par exemple en 8 pouces (20,32 cm)), peu onéreux, et apte à la croissance par épitaxie de matériaux III-N. A cet égard, le silicium est un matériau particulièrement préféré. La suite de la description sera donc basée sur un substrat de silicium. Dans les exemples détaillés qui sont donnés plus bas, le substrat est un substrat de silicium obtenu par la méthode Czochralski (Cz), dopé fortement au bore (se traduisant par une résistivité de moins de 5 mD.cm), présentant une épaisseur de 650 à 1300 pm, pourvu ou dépourvu de méplat. Cependant, l'invention s'applique à tout substrat présentant les mêmes caractéristiques que le silicium vis-à-vis des applications visées. Par exemple, le substrat peut être un substrat de silicium obtenu par la méthode dite « Floating Zone » (FZ) et/ou dopé à l'arsenic ou au phosphore et/ou présenter une épaisseur 20 comprise entre 650 et 2000 pm. Par ailleurs, le substrat peut être un substrat massif ou formé d'un assemblage de couches ; il peut avoir subi un procédé de structuration (masquage, tranchage, ...), ou tout traitement chimique et/ou physique (implantation, dopage,...). Ainsi, le substrat pourra être du Si(111), du Si(110), du Si(100), du Si implanté, du Si 25 poreux, du 4H-SiC, du 6H-SiC, un substrat de type SopSiC (acronyme du terme anglo-saxon «Silicon-on-poly SiC »), un substrat de type 3C-SiC/Si(111), un substrat de Si(111) tranché, un substrat SOI (acronyme du terme anglo-saxon « Silicon-on-Insulator »), etc. En particulier, un substrat de type SopSiC est particulièrement avantageux pour la formation de structures dans lesquelles on recherche à la fois une très faible densité de 30 dislocations et une forte dissipation thermique. Préalablement à la croissance de la couche tampon, le substrat 1 peut être soumis à un flux de silane suivi d'un recuit sous hydrogène ou azote (par exemple, à 1000°C pendant 20 minutes sous H2). Ce traitement préalable et optionnel permet de procurer au substrat une surface désoxydée, décontaminée et peu rugueuse, ce qui permet d'optimiser la qualité cristalline des couches qui y croîtront ultérieurement. Naturellement, toute autre méthode de préparation de surface du substrat peut être mise en ceuvre, par exemple une méthode chimique telle que décrite dans les articles de J. Blàsing, A. Reiher, A. Dadgar, A. Diez, A. Krost, The origin of stress reduction by lowtemperature AIN interlayers, Appl. Phys. Lett. 81, 2722 (2002) et M. Grundmann, A. Krost, D. Bimberg, Low-temperature metalorganic chemical vapor deposition of InP on Si(001), Appl. Phys. Lett. 58, 284 (1991). Couche tampon La couche tampon 2 est une couche d'AIN présentant une épaisseur comprise entre 50 et 500 nm, de préférence de l'ordre de 200 nm. Des conditions optimales de croissance de la couche tampon sont décrites dans l'article de E. Frayssinet, Y. Cordier, H.P.D. Schenk, A. Bavard, Growth of thick GaN iayers on 4-in. and 6-in. silicon (111) by metal-organic vapor phase epitaxy, Phys. Stat. Sol. C 8, 1479 (2011), auquel on pourra se référer. Cette couche tampon 2 est suffisamment épaisse pour constituer une barrière de diffusion du précurseur (TMGa ou Triméthylgallium) vis-à-vis du substrat support 1, afin d'éviter une attaque du silicium par le TMGa. Par ailleurs, cette couche 2 est relaxée à température d'épitaxie de manière à former un germe (ou «template» selon la terminologie anglo-saxonne) pour une croissance épitaxiale ultérieure des différentes couches. Si la couche tampon 2 est réalisée par EPVOM, son épaisseur sera limitée à 500 nm au plus en raison de la faible vitesse de croissance de l'AIN. De manière alternative, la couche tampon 2 est réalisée par HVPE et peut, dans ce cas, atteindre une épaisseur de l'ordre de 1 pm. Couche de GaN 3D Sur la couche tampon 2, on fait croître de manière tridimensionnelle une couche 3a de GaN, de manière à ce qu'elle soit totalement relaxée à la température d'épitaxie. La croissance tridimensionnelle (3D) est un mode de croissance de la couche de GaN selon lequel il se produit tout d'abord une nucléation, sur la couche tampon sous-jacente d'AIN, d'îlots de GaN, qui croissent dans une direction perpendiculaire à la surface de la couche tampon puis également, latéralement, dans une direction parallèle à ladite surface, jusqu'à la coalescence des îlots. Dans la phase de croissance 3D, la vitesse de croissance verticale (i.e. perpendiculaire à la surface de la couche tampon) est bien supérieure à la vitesse de croissance latérale, tandis que dans la phase de coalescence, la vitesse de croissance latérale est bien supérieure à la vitesse de croissance verticale. L'avantage d'un tel mode de croissance est que lors de la coalescence, la majeure partie des dislocations intrinsèques au GaN a tendance à se courber et à s'annihiler réciproquement sous forme de boucles, ce qui conduit à une réduction de la densité de dislocations de plusieurs ordres de grandeur par rapport à une couche dans laquelle la croissance aurait été bidimensionnelle (2D) (c'est-à-dire consistant en une nucléation uniforme du GaN sur la surface de la couche tampon sous-jacente puis une croissance uniforme dans une direction perpendiculaire à la surface de la couche tampon). Ce mécanisme de réduction des dislocations, et les procédés permettant d'obtenir une croissance tridimensionnelle, ont déjà fait l'objet de nombreux travaux publiés dans la littérature scientifique. Pour la mise en ceuvre de l'invention, on peut employer tout mode de croissance tridimensionnelle connu, notamment l'un des modes de réalisation décrits ci-dessous. On fait croître la couche 3a de GaN sur une épaisseur suffisante pour parvenir à la coalescence complète, avec éventuellement une épaisseur supérieure afin d'améliorer la qualité cristalline de la couche. D'une manière générale, l'épaisseur de la couche 3a de GaN est comprise entre 1 et 5 pm, de préférence entre 1 et 2 pm, et de manière encore préférée de l'ordre de 1,5 pm. Cependant, il est possible, en adaptant les conditions de croissance, de retarder la coalescence de manière à former une couche 3a plus épaisse. La couche 3a de GaN est formée directement sur la couche tampon 2 d'AIN, c'est-à- dire qu'aucune couche, par exemple d'AIGaN, n'est intercalée entre la couche tampon 2 et la couche 3a de GaN (à l'exception de l'éventuel masque déposé en vue de promouvoir la croissance 3D). La couche 3a de GaN obtenue par croissance tridimensionnelle se caractérise donc par une très faible densité de dislocations intrinsèques et un état relaxé (ou au moins plus relaxé qu'une couche 2D) à la température d'épitaxie. Ainsi, à titre de comparaison, pour une structure constituée successivement d'un substrat 1 de Si(111), d'une couche tampon 2 d'AIN et d'une couche 3 d'un micromètre de GaN 2D (cf. figure 1), on observe une densité de dislocations émergentes de l'ordre de ou supérieure à 5.109 cm-2, tandis que pour une structure similaire dans laquelle la couche de GaN a crû de manière tridimensionnelle sur un masque de SiN, la densité de dislocations émergentes est de l'ordre de ou inférieure à 3.109 cm-2. Ceci se traduit, lors du retour à la température ambiante après l'épitaxie, par une contrainte extensive très élevée dans la couche de GaN (c'est-à-dire plus élevée que si la couche avait été épitaxiée de manière 2D) en raison de la différence importante entre le coefficient de dilatation thermique du GaN et celui du substrat de silicium. La croissance tridimensionnelle de cette couche 3a peut être décelée par différents moyens d'inspection des structures. Ainsi, la microscopie électronique en transmission (TEM) permet de visualiser, comme à la figure 6, la direction des dislocations dans les différentes couches de la structure. La figure 6 est en effet une image TEM d'une structure telle qu'illustrée à la figure 4. L'image de gauche présente la structure complète, sur laquelle on peut observer, dans la couche 3a de GaN 3D, des dislocations verticales (c'est-à-dire perpendiculaires à la surface du substrat 1), tandis que dans les couches de GaN sus-jacentes 3b et 3, les dislocations sont inclinées. Quelques dislocations sont indiquées par des flèches. L'image de droite est un grossissement de la précédente au voisinage de l'interface de la couche 3a de GaN 3D avec la couche tampon 2 d'AIN. On peut observer dans la couche 3a, au voisinage de la couche tampon, des dislocations courbées qui se rejoignent et s'annihilent lors de la coalescence des îlots, tandis que dans la partie de la couche 3a plus éloignée de la couche tampon 2, les dislocations adoptent une direction verticale après la coalescence. Par ailleurs, l'état de contrainte très particulier de cette couche 3D peut être mis en évidence par la diffractométrie de rayons X (DRX) en mode Haute Résolution (HR). La figure 7 illustre ainsi les courbes de diffraction de deux structures constituées successivement d'un substrat 1 de Si(111), d'une couche tampon 2 d'AIN, d'une première couche 3a de GaN, d'une couche intercalaire 4 d'AIN et d'une deuxième couche 3b de GaN. La courbe (a) correspond à une structure de référence dans laquelle la première couche 3a de GaN a été formée sur 1 pm par croissance bidimensionnelle sur la couche tampon 2 d'AIN ; la courbe (b) correspond à une structure dans laquelle, comme dans l'invention, la couche 3a de GaN a été formée sur 1,5 pm par croissance tridimensionnelle sur la couche tampon 2 grâce à un masque de SiN illustré par des pointillés. Sur cette courbe, l'axe inférieur des abscisses représente l'angle de diffraction 20- w, exprimé en degrés (w étant l'angle entre le faisceau incident et la surface de l'échantillon, 20 étant l'angle entre le faisceau incident et le faisceau diffracté), tandis que l'axe supérieur représente la contrainte o. dans un plan, exprimée en GPa. Sur cet axe, l'origine (0) correspond à une relaxation de la couche considérée, tandis que les points situés dans la partie gauche de la courbe correspondent à une contrainte négative (compressive) et ceux situés dans la partie droite de la courbe, à une contrainte positive c'est-à-dire extensive. L'axe des ordonnées représente l'intensité (I) du faisceau de rayons X diffractés. Sur la courbe (a) on observe un pic unique correspondant à une contrainte extensive de l'ordre de +0,6 GPa, dont on déduit que les deux couches 3a, 3b de GaN, toutes deux obtenues par croissance 2D, ont le même état de contrainte extensive à température ambiante. Sur la courbe (b) on observe un premier pic, plus intense, correspondant à une contrainte nulle, et un second pic correspondant à une contrainte extensive de l'ordre de +0,8 GPa. Le premier pic est attribué à la couche 3b de GaN supérieure, tandis que le second est attribué à la couche 3a de GaN 3D. Dans cette structure, on observe ainsi un découplage de l'état de contrainte des deux couches de GaN : la première, qui a crû de manière relaxée (3D), se trouve donc sous forte contrainte extensive à température ambiante, mais la deuxième couche de GaN est sensiblement relaxée à température ambiante, ce qui montre qu'elle a conservé la contrainte compressive générée à l'interface avec la couche intercalaire 4 d'AIN. Masquage in-situ Selon un premier mode de réalisation, on procède à un masquage in-situ de nitrure de silicium (de formule générale SiN mais pouvant présenter différentes stcechiométries) sur la couche tampon d'AIN. Ce masque de SiN, qui n'est pas continu, présente des ouvertures à travers lesquelles la surface de la couche tampon d'AIN est exposée et/ou agit en tant qu'antisurfactant qui, en baissant l'énergie libre de surface, entraîne une nucléation 3D. Ce masquage est dit « in-situ » car il est effectué à l'intérieur du bâti d'épitaxie, par exemple au moyen d'un flux de silane et d'ammoniac appliqué pendant quelques secondes à quelques minutes, avant l'introduction des précurseurs pour la croissance du GaN. La densité du masque, et donc des îlots de GaN qui pourront être formés, peut être contrôlée par la durée du traitement silane/ammoniac. On pourra à cet égard se référer aux documents suivants : E. Frayssinet, B. Beaumont, P. Gibart, J.P. Faurie, Process for producing an epitaxial layer of gallium nitride ; US 7,118,929 ; E. Frayssinet, B. Beaumont, J.P. Faurie, P. Gibart, Zs. Makkai, B. Pécz, P. Lefebvre, P. Valvin, Micro epitaxial latera/ overgrowth of GaN/sapphire by met& organic vapour phase epitaxy, MRS Internet J. Nitride Semicond. Res. 7, 8 (2002) ; H.P.D. Schenk, P. Vennéguès, O. Tottereau, T. Riemann, J. Christen, Three dimensionally nucleated growth of gallium nitride by low-pressure metalorganic vapour phase epitaxy, J. Cryst. Growth 258, 232 (2003) ; M.J. Kappers, R. Datta, R.A. Oliver, F.D.G. Rayment, M.E. Vickers, C.J. Humphreys, Threading dislocation reduction in (0001) GaN thin films using SiNX interlayers, J. Cryst. Growth 300, 70 (2006) ; et M.J. Kappers, M.A. Moram, D.V.S. Rao, C. McAleese, C.J. Humphreys, Low dislocation density GaN growth on high-temperature AIN buffer layers on (0001) sapphire, J. Cryst. Growth 312, 363 (2010). Lors de I'épitaxie du GaN, les îlots de GaN nucléent sur la surface exposée de l'AIN mais pas sur le masque. Les conditions d'épitaxies sont choisies pour favoriser d'abord une croissance des îlots dans une direction perpendiculaire à la couche tampon, puis une croissance latérale jusqu'à ce que les îlots se rejoignent et coalescent. Par ailleurs, comme indiqué plus haut, les dislocations présentes dans les îlots de GaN tendent à se courber et à se rejoindre lors de la coalescence, ce qui a pour effet de les annihiler réciproquement. Enfin, le masquage in-situ peut être réalisé avec un autre matériau que le SiN. Par exemple, on pourra utiliser du nitrure de bore (de formule générale BN, mais pouvant présenter différentes stcechiométries), tel que décrit dans l'article de L.R. Khoshroo, I.D. Booker, J.F. Woitok, C. Mauder, H. Behmenburg, A. Vescan, H. Kalisch, R.H. Jansen, M. Heuken, Application of boron nitride as in-situ masking layer for MOCVD grown GaN, 6th International Workshop on nitride semiconductors (IWN 2010), Tampa, Florida, Sep. 19-24, 2010 (A3.4), pg. 134. Masquage ex-situ De manière alternative, on peut procéder à un masquage ex-situ qui permettra une croissance sélective du GaN sous la forme d'îlots dans les ouvertures du masque. Par masquage ex-situ, on entend que la formation du masque est réalisée à l'extérieur du bâti d'épitaxie. Par exemple, le masque peut être formé par un dépôt d'une couche continue d'un matériau de masquage sur la couche tampon, puis par la création, par une technique de photolithographie, d'ouvertures dans le masque qui exposent la surface de la couche tampon. Le masque est typiquement constitué d'un matériau diélectrique, tel que SiO2 ou SiN, ou bien de tungstène. Comme dans le cas précédent, l'épitaxie du GaN est sélective, c'est-à-dire que des îlots de GaN se forment sur la surface de la couche tampon d'AIN qui est exposée à travers les ouvertures du masque, mais pas sur le masque. Le masque forme une barrière aux dislocations de la couche d'AIN sous-jacente, qui ne peuvent donc se propager dans la couche de GaN. Par conséquent, les régions de la couche de GaN situées au-dessus du masque sont exemptes de dislocations. Cette technique est connue sous l'acronyme ELO (pour « Epitaxial Lateral Overgrowth »). Une alternative, désignée par le terme de « pendeo-epitaxy » consiste typiquement à former, dans une couche germe de GaN formée sur la couche tampon, des plots de GaN, de les recouvrir d'un masque diélectrique, puis à effectuer une reprise d'épitaxie visant à faire croître latéralement les plots d'abord latéralement puis dans une direction perpendiculaire à la surface de la couche tampon jusqu'à coalescence de la couche de GaN. Ces différents procédés, et leurs variantes, sont décrits notamment dans les publications de K. Hiramatsu, K. Nishiyama, A. Motogaito, H. Miyake, Y. lyechika, T. Maeda, Recent progress in se/ective area growth and epitaxial latera/ overgrowth of 111-nitrides: Effects of reactor pressure in MOVPE growth, Phys. Stat. Sol. A 176, 535 (1999) ; B. Beaumont, P. Vennéguès, P. Gibart, Epitaxial latera/ overgrowth of GaN, Phys. Stat. Sol. B 227, 1 (2001) ; et K. Hiramatsu, Epitaxial latera/ overgrowth techniques used in group 111 nitride epitaxy, J. Phys.: Condens. Matter 13, 6961 (2001). Croissance tridimensionnelle sans masquage Enfin, il est également possible d'obtenir une croissance tridimensionnelle de la couche de GaN sans recourir à un masque, en adaptant les conditions de croissance de manière à engendrer une croissance 3D ou une transition 2D/3D. L'homme du métier est en effet à même d'agir sur la pression d'épitaxie (une augmentation de la pression étant favorable à une croissance 3D) et/ou sur le rapport entre les précurseurs III-N (une diminution du rapport NH3/TMGa étant favorable à une croissance 3D) en vue d'obtenir les conditions de croissance souhaitées. Première couche intercalaire de B,AIGa~In,N, avec w+x+y+z=1 et 0,5 La fonction de cette première couche intercalaire 4a est de mettre en compression la couche qui sera épitaxiée sur celle-ci. Couche de BWAIGa~b N, avec w+x+y+z=1 et 0 Le mode de croissance est, dans ce cas, bidimensionnel. Contrairement à la couche intercalaire 4a sur laquelle elle est formée, cette couche 3b présente une faible teneur en aluminium, x étant compris entre 0 et 0,2, de préférence entre 0 et 0,14. Elle présente préférentiellement une épaisseur comprise entre 0,5 et 2 pm. Les conditions de croissance sont choisies pour que cette couche 3b croisse de manière 2D et non 3D, c'est-à-dire avec une faible pression d'épitaxie et/ou un rapport des précurseurs III/N élevé. Etant formée sur une couche intercalaire 4a présentant une teneur en aluminium plus élevée, donc présentant un paramètre de maille plus faible, la couche 3b à faible teneur en aluminium se trouve en compression lors de l'épitaxie. Or, à température d'épitaxie, la couche 3a de GaN 3D a joué le rôle d'un tremplin relaxé (ou «template» selon la terminologie anglo-saxonne usuelle) pour l'épitaxie de la couche intercalaire 4a et de la couche 3b de BWAI,GayIn,N à faible teneur en aluminium. La couche 3b de BWAI,GayIn,N à faible teneur en aluminium peut alors conserver la contrainte compressive générée à l'interface avec la couche intercalaire 4a. II est possible de jouer sur la teneur en aluminium : une augmentation de cette teneur permet de diminuer le désaccord de maille avec la couche intercalaire 4a sous-jacente et ainsi de ralentir la relaxation de la couche 3b de BWAI,GayIn,N à faible teneur en aluminium. II en résulte qu'à température ambiante, alors que la couche 3a de GaN 3D est sous forte contrainte extensive, la couche 3b de BWAI,GayIn,N à faible teneur en aluminium est pratiquement à l'équilibre, la contrainte compressive qui a pu être maintenue dans cette couche 3b ayant compensé la contrainte extensive générée lors du refroidissement. La figure 7 évoquée plus haut montre cette situation de contrainte. D'après la courbe (a) (structure comprenant deux couches de GaN 2D), les deux couches 3a et 3b de GaN sont dans le même état de contrainte extensive (pic à +0,6 GPa) à température ambiante. En revanche, la courbe (b) (structure comprenant une première couche de GaN 3D et une deuxième couche de GaN 2D) présente deux pics : - le pic à +0,8 GPa correspond à la forte contrainte extensive à laquelle est soumise, à 20 température ambiante, la couche 3a de GaN 3D ; - le pic autour de 0 GPa correspond à l'état sensiblement relaxé à température ambiante de la couche 3b de GaN 2D. Ceci met en évidence le fait que la croissance 3D de la couche 3a de GaN sur la couche tampon 2 d'AIN a permis de découpler les états de contrainte de la couche 3a de 25 GaN 3D et de la couche 3b de GaN 2D. La valeur de la contrainte compressive « récupérée » par la couche 3b de BWAI,GayIn,N à faible teneur en aluminium est de l'ordre de -0,8 GPa, ce qui correspond à environ 70/0 de la compression théorique (qui est -10,9 GPa comme on l'a vu plus haut) générée à l'interface avec la couche intercalaire 4a. 30 De manière avantageuse, on pourra introduire un masquage in-situ ou ex-situ (comme décrit plus haut) sur la couche intercalaire 4a, avant la croissance de la couche 3b. Cette croissance peut alors être 3D, et permettre de réduire ainsi la densité de dislocations dans cette couche 3b, et permettre au final d'obtenir une couche utile encore plus épaisse. Deuxième couche intercalaire de B,AIGaN, avec w+x+y+z=1 et 1, 0 La couche utile peut être dopée de type n, par exemple avec du silicium. Le cas échéant, la concentration en dopant peut être uniforme sur toute l'épaisseur de la couche utile ou bien varier de manière graduelle ou abrupte. La couche utile 3 peut ainsi être constituée de deux couches 3', 3" de GaN présentant des niveaux de dopage différents. Ainsi, pour former une diode Schottky, la couche utile 3 doit comprendre une couche 3" de GaN n- sur une couche 3' dite « enterrée » de GaN n+ ou n++. La transition entre les deux niveaux de dopage peut être abrupte à l'interface entre les deux couches, ou bien graduelle sur une épaisseur de quelques dizaines à quelques centaines de nanomètres. Tant que la concentration en dopant et/ou en porteurs libres dans la couche de GaN reste inférieure à 101$ cm-3, l'épaississement de la couche utile de 1 pm se traduit par une augmentation de la contrainte extensive de 0,1 GPa ou davantage. La figure 8 illustre l'évolution de la contrainte en fonction de l'épaisseur de la couche utile dans une structure comprenant deux couches intercalaires, en fonction de la nature des couches formées entre la couche tampon et la couche utile. Sur ce graphique, on trouve en abscisses différentes épaisseurs de la couche utile, laquelle peut être constituée d'une unique couche 3 de 1,5 microns de GaN dopé n+ (structure notée DIL 1.5-0) ou bien d'une couche 3' de 1,5 microns de GaN dopé n+ et d'une couche 3" de GaN dopé n- (structure notée DIL 1.5 - x, où x est l'épaisseur de GaN dopé n-). Le tableau ci-dessous présente les principales caractéristiques des différentes structures C, V0, V1 et V2 apparaissant sur la figure 8. Structure Structure C VARIANTES 0 VARIANTE VARIANTE 2 (binaire) (VO) 1 (V1) (V2) (1 ternaire) (1 ternaire) (2 ternaires) Couche 3" GaN n GaN n GaN n GaN n GaN n- Couche 3' GaN n+ GaN n+ GaN n+ GaN n+ GaN n+ Système 3c -- -- AIa,,GaN -- AIa,,GaN Couche 4b AIN AIN AIN AI0,$GaN AI a,$GaN Couche 3b GaN AIa,,GaN GaN GaN GaN Couche 4a AIN AIN AIN AIN AIN Couche 3a GaN 3D GaN 3D GaN 3D GaN 3D GaN 3D Masque SiN SiN SiN SiN SiN Couche tampon 2 AIN AIN AIN AIN AIN Substrat 1 Si(111) Si(111) Si(111) Si(111) Si(111) L'axe des ordonnées représente la contrainte dans la couche utile ; une contrainte 10 positive correspondant à une contrainte extensive, une contrainte négative à une contrainte compressive. Au-delà d'une contrainte extensive de +0,3 GPa, les échantillons sont fissurés (zone hachurée). On constate sur ce graphique qui traduit des résultats expérimentaux que pour une 15 structure tampon donnée, une augmentation de l'épaisseur de GaN de 1 pm se traduit par une augmentation de la tension de +0,1 GPa. Par ailleurs, le dopage du GaN par du silicium se traduit par une contrainte extensive supplémentaire. On pourra à ce égard se référer aux publications de A. Krost, A. Dadgar, G. 20 Straflburger, R. Clos, GaN-based epitaxy on siiicon: Stress measurements, Phys. Stat. Sol. A 200, 26 (2003) et A. Dadgar, P. Veit, F. Schulze, J. Blàsing, A. Krtschil, H. Witte, A. Diez, T. Hempel, J. Christen, R. Clos, A. Krost, MOVPE growth of GaN on siiicon: Substrates and strain, Thin Solid Films 515, 4356 (2007). II en résulte qu'une augmentation de 0,5 pm de la couche de GaN dopée n+ ou n++ se traduit par la même augmentation de la contrainte extensive que celle générée par une augmentation de 1 pm d'une couche de GaN n-. Selon le niveau de dopage de la couche - ou de la combinaison de couches - de GaN, 5 on pourra atteindre des épaisseurs sans fissures différentes, les épaisseurs les plus élevées (jusqu'à 9 pm) étant atteintes pour des couches de GaN non dopées. Le tableau ci-dessous indique quelques types de couches utiles que l'invention permet d'obtenir, ces couches ou combinaisons de couches étant équivalentes du point de vue de la contrainte extensive qu'elles génèrent. 10 Structure de la couche utile Couche de GaN n+ ou n++ Couche de GaN n- GaN n++ Epaisseur : 4 pm - Dopant : Si n=5x1018cm-3 GaN n+ Epaisseur : 5 pm - Dopant : Si n=4x1018cm-3 GaN n++ / GaN n- Epaisseur : 1,5 pm Epaisseur : 5 pm Dopant : Si Dopant : Si n = 5x10'$ cm-3 n Par ailleurs, cette surface présente une densité de dislocations émergentes de 3 à 4x 10$ cm-2, ce qui est extrêmement faible pour un système épitaxial GaN-sur-silicium. La couche utile de GaN permet donc de fabriquer des dispositifs électroniques, optoélectroniques ou micromécaniques présentant d'excellentes performances. Des exemples de dispositifs sont décrits en détail plus bas. Par ailleurs, une structure dans laquelle on intercale au moins deux couches à forte teneur en aluminium et deux couches à faible teneur en aluminium entre le substrat et la couche utile - par exemple, comme sur la figure 4, deux couches d'AIN 4a, 4b (en plus de la couche tampon 2) et deux couches de GaN 3a, 3b sont intercalées entre le substrat de silicium 1 et la couche utile 3 de GaN - permet à la fois de diminuer la contrainte extensive dans la couche utile et de présenter une faible flèche. Couches de transition de B,AIGaN, avec w+x+y+z=1 et 0 Ces couches de transition sont typiquement au nombre d'au moins trois et présentent une composition de formule BWAI,GayInZN, avec w+x+y+z=1 et 0 La figure 10 est une vue de surface en microscopie optique à contraste Nomarski d'une structure qui, contrairement à l'invention, est uniquement constituée de couches binaires d'AIN et de GaN. Ladite structure comprend en effet un substrat 1 de Si(111), une couche 2 d'AIN, une couche 3a de GaN, une couche 4a d'AIN, une couche 3b de GaN, une couche 4b d'AIN et une couche utile 3 de GaN (cf. figure 3). On y observe un réseau dense d'inclusions qui, lorsque l'on effectue une observation au microscope électronique à balayage (MEB) ou au microscope électronique en transmission (TEM) dans une coupe transverse, se révèlent être des voids situés sous les interfaces AIN-sur-GaN, dans les couches de GaN. Ces deux réseaux de voids semblent être identiques en ce qui concerne la taille et la densité des cavités qu'ils forment. En remplaçant, dans la structure de la figure 10, une ou plusieurs couches binaires par une ou plusieurs couches ternaires (AIGaN) (voire quaternaires ou quinquénaires), et/ou en introduisant une ou plusieurs couches ternaires (voire quaternaires ou quinquénaires), on observe une raréfaction des voids sous l'interface entre la couche intercalaire et la couche sous-jacente. La figure 11 illustre ainsi une vue de surface en microscopie optique à contraste Nomarski d'une structure qui, par opposition à celle de la figure 10, comprend une couche 4b d'AIGaN à la place de la deuxième couche intercalaire d'AIN. On discerne toujours des voids denses et courts sous l'interface entre la première couche intercalaire 4a (en AIN) et la couche 3a de GaN sous-jacente, mais les voids présents sous l'interface entre la deuxième couche intercalaire ternaire 4b et la couche de GaN 3b sous-jacente sont plus espacés et plus longs. La figure 12 est une vue de surface en microscopie optique à contraste Nomarski d'une structure dans laquelle, par opposition à celle de la figure 10, on a introduit des couches de transition 3c en AIGaN avec une faible teneur en aluminium (x de l'ordre de 0,1) entre la deuxième couche intercalaire 4b et la couche utile 3 (cf. figure 5). On observe toujours des voids denses et courts sous l'interface entre la première couche intercalaire 4a (en AIN) et la couche 3a de GaN sous-jacente, mais les voids présents sous l'interface entre la deuxième couche intercalaire 4b et la couche 3b de GaN sous- jacente sont plus espacés et plus longs. On fait l'hypothèse, comme dans l'article de J.M. Bethoux, P. Vennéguès, F. Natali, E. Feltin, O. Tottereau, G. Nataf, P. de Mierry, F. Semond, Growth of high qua/ity crack-free A/GaN fi/ms on GaN temp/ates using plastic relaxation through buried cracks, J. Appl. Phys. 94, 6499 (2003) et dans la thèse de doctorat de J.M. Bethoux, Relaxation des contraintes dans /es hétérostructures épaisses (A/, Ga)N : une piste originale pour la réalisation de diodes électroluminescentes à cavité résonante, Université de Nice - Sophia Antipolis, Sept. 24 (2004), que la couche intercalaire et la couche sous-jacente se fissurent in-situ pendant l'épitaxie, tout en relaxant la contrainte extensive dans la couche intercalaire, et cicatrisent ensuite, toujours pendant l'épitaxie, les voids étant des résidus desdites fissures dans la couche sous-jacente. Par ailleurs, les travaux cités au paragraphe précédent montrent que les voids peuvent servir de point d'ancrage à des dislocations horizontales (de type a) dans la couche sous-jacente. La génération de voids est ainsi doublement bénéfique : tout en relaxant la contrainte dans la couche intercalaire, ils contribueraient à la réduction des dislocations se propageant dans le matériau. La figure 13 présente des images TEM des voids dans la structure de la figure 12, la photographie de gauche correspondant à l'interface entre la première couche intercalaire 4a et la couche 3a de GaN sous-jacente ; la photographie de gauche correspondant à l'interface entre la deuxième couche intercalaire 4b et la couche 3b de GaN sous-jacente. On n'observe pas de différence entre les cavités elles-mêmes, mais on voit des dislocations horizontales dans le GaN qui doivent provenir de la cavité. Les conditions expérimentales favorisant ce mécanisme de relaxation des contraintes semblent être un nettoyage plus poussé du réacteur d'épitaxie entre deux séquences d'épitaxie (impliquant recuit, brossage et grattage des composants du réacteur) et/ou un démarrage de l'épitaxie de la couche tampon par un flux de H2 et NH2. Relaxation des contraintes dans /a couche intercalaire à température de croissance par 15 /a formation de défauts en forme de V dans l'interface entre une couche intercalaire et une couche sous-iacente Selon un autre mécanisme, la croissance d'une couche intercalaire sur une couche sous-jacente a pour effet de former des défauts en forme de V (désignés sous le terme de « V-shapes » ou « V-pits ») dans la couche intercalaire. 20 De tels défauts sont décrits dans l'article de P. Vennéguès, Z. Bougrioua, J.M. Bethoux, M. Azize, O. Tottereau, Relaxation mechanisms in MOVPE grown Al rich (A/,Ga)N/GaN hetero-structures, J. Appl. Phys. 97, 4912 (2005). La présence de ces défauts en forme de V donne lieu à la nucléation de dislocations horizontales (c'est-à-dire de type a) dans l'interface entre la couche intercalaire et la couche 25 sous-jacente. II en résulte une relaxation des contraintes de la couche intercalaire par lesdites dislocations de type a. Lors de la croissance de la couche intercalaire, ces défauts en forme de V sont progressivement cicatrisés par remplissage et/ou par croissance latérale. 30 La figure 14 présente une photographie au microscope à transmission électronique de l'interface entre une couche intercalaire 4 d'AIN et une couche 3a sous-jacente de GaN (dans une structure telle que celle illustrée à la figure 2), sur laquelle les défauts en forme de V dans l'interface sont signalés par des flèches. Les conditions expérimentales favorisant ce deuxième mécanisme de relaxation des 35 contraintes semblent être un nettoyage moins poussé du réacteur d'épitaxie entre deux séquences d'épitaxie (impliquant uniquement un recuit mais pas de brossage ni de grattage des composants du réacteur) et/ou un démarrage de l'épitaxie de la couche tampon par un flux de N2 et Al. Du fait de la relaxation des contraintes de la couche intercalaire à l'issue de l'un ou l'autre des deux mécanismes décrits ci-dessus, on impose une contrainte compressive dans la couche sus-jacente. La relaxation plastique du système BAIbGaInN-sur-BAIaGaInN (avec b>a) n'étant pas une fonction linéaire de la différence Ax = b-a (mais s'accélérant avec Ax s'approchant de 1), la contrainte compressive imposée à une couche sus-jacente est d'autant plus importante que l'une au moins de la couche intercalaire et de la couche sus-jacente est un alliage III-N au moins ternaire comprenant de l'aluminium et du gallium. Le remplacement d'une couche binaire par une couche ternaire dans une structure comprenant une couche intercalaire et une couche sus-jacente peut permettre un gain allant jusqu'à -0,2 GPa de contrainte compressive dans la couche sus-jacente. Chaque gain de -0,1 GPa de contrainte compressive dans la couche utile à la température d'épitaxie se traduit par une augmentation d'environ 1 pm de l'épaisseur de couche utile sans fissure, lorsque la couche utile est peu ou non dopée n. Lorsque la couche utile est fortement dopée n+, l'augmentation de l'épaisseur de couche non fissurée est de l'ordre de 0,5 pm, en raison de la contrainte extensive supplémentaire qui est générée dans la couche utile par le dopage. Exemples de structures Variante 0 Un premier exemple de structure à double couche intercalaire (cf. figure 4) comprend successivement un substrat 1 de silicium, une couche tampon 2 d'AIN de 200 nm d'épaisseur, une couche 3a de GaN 3D de 1,3 pm, une première couche 4a intercalaire d'AIN de 17 nm, une couche 3b d'AIo,,Gao,9N de 1 pm, une deuxième couche 4b intercalaire d'AIN de 17 nm, une couche 3' de GaN dopé n+ de 1,5 pm et une couche 3" de GaN dopé n- de 2 pm (soit une couche utile 3 de 3,5 pm d'épaisseur). Variante 1 Un deuxième exemple de structure à double couche intercalaire (cf. figure 4) comprend successivement un substrat 1 de silicium, une couche tampon 2 d'AIN de 200 nm d'épaisseur, une couche 3a de GaN 3D de 1,3 pm, une première couche intercalaire 4a d'AIN de 17 nm, une couche 3b de GaN de 1 pm, une deuxième couche intercalaire 4b d'Alo,$Gao,2N de 25 nm, une couche 3' de GaN dopé n+ de 1,5 pm et une couche 3" de GaN dopé n- de 3 pm (soit une couche utile 3 de 4,5 pm d'épaisseur). Variante 2 Un troisième exemple de structure à double couche intercalaire (cf. figure 5) comprend successivement un substrat 1 de silicium, une couche tampon 2 d'AIN de 200 nm d'épaisseur, une couche 3a de GaN 3D de 1,3 pm, une première couche intercalaire 4a d'AIN de 17 nm, une couche 3b de GaN de 1 pm, une deuxième couche intercalaire 4b d'Alo,$Gao,2N de 25 nm, un système 3c de quatre couches de transition et une couche 3' de GaN dopé n+ de 2 pm et une couche 3" de GaN dopé n- de 4 pm (soit une couche utile 3 de 6 pm d'épaisseur). A cet effet, les couches de transition d'AI,Ga,_,N présentent avantageusement une teneurx en aluminium comprise entre 0,08 et 0,12. Par exemple, le système de couches de transition est constitué successivement d'une couche 3c1 de 250 nm d'AIo,,Gao,9N non intentionnellement dopé, une couche 3c2 de 750 nm d'AIo,,Gao,9N avec un dopage graduel n n+, une couche 3c3 de 50 nm d'AIo,,Gao,9N dopé n+, et une couche 3c4 de 300 nm d'AIGaN dopé n+ et présentant une teneur en aluminium décroissant de 0,1 à 0. Pour former par épitaxie une couche de GaN dopé n+ de 2 pm d'épaisseur puis une couche de GaN dopée n- de 5 pm d'épaisseur (soit une couche utile de 7 pm d'épaisseur), les couches de transition d'AI,Ga,_,N présentent préférentiellement une teneur x en aluminium comprise entre 0,2 et 0,3. Variante 3 Un quatrième exemple de structure à double couche intercalaire est identique à celle de l'exemple précédent, à l'exclusion de la couche 3b de 1 pm de GaN située entre les deux couches intercalaires 4a, 4b et qui est ici remplacée par une couche ternaire d'AIo,,Gao,9N. Variante 4 Enfin, une cinquième variante est identique à celle de l'exemple précédent, à l'exclusion de la première couche intercalaire 4a qui est ici remplacée par une couche de 25 nm d'Alo,$Gao,2N. Dispositifs On va maintenant décrire, de manière non limitative, quelques exemples de dispositifs électroniques, optoélectroniques ou micromécaniques qui peuvent être fabriqués à partir de la structure conforme à l'invention. Diode Schottky La figure 15 illustre, dans sa partie gauche, une diode Schottky réalisée dans la couche utile de GaN formée grâce à l'invention. La partie droite de la figure 15 illustre la détermination de l'épaisseur e d'une couche de GaN dopé n nécessaire pour tenir en champ inverse (tension de claquage Vb comprise entre 102 à 104 V) en fonction de son niveau de dopage Nd. La couche utile 3 comprend une couche enterrée 3' pour contact ohmique et une couche sus-jacente 3" pour contact Schottky. La couche 3' est en GaN dopé n++, la concentration en dopant étant de l'ordre de 1020 cm-3 et présente une épaisseur de 2 pm. Une telle couche présente une résistance faible de l'ordre de 50 Ohm/cm2. La couche 3" est en GaN faiblement dopé n, la concentration en dopant étant de l'ordre de 2.1016 cm-3, et présente une épaisseur de 7 pm. Ladite couche tient à une tension de claquage de l'ordre de 600 V. L'épaisseur totale de la couche utile 3 est donc de 9 pm. Les exigences aiguës qu'impose une diode Schottky III-N à la structure épitaxiale la supportant requièrent l'épitaxie d'un système de couches tampon III-N permettant l'épitaxie de couches de GaN continues extrêmement épaisses sur substrat de silicium. L'obtention de telles couches non fissurées a été obtenue en réduisant la densité de dislocations du GaN à un niveau très faible en comparaison aux résultats obtenus par d'autres groupes en épitaxiant des matériaux III-N sur un substrat de silicium. La qualité du matériau obtenu est meilleure que celle du GaN épitaxié sur saphir (le substrat de saphir étant le substrat de référence industrielle à l'heure actuelle). En effet, la couche épaisse de GaN épitaxiée sur silicium ne comprend pas de défauts de type « micropipes », contrairement à une couche de GaN épitaxiée sur saphir. Naturellement, la faible densité de dislocations obtenue grâce à l'invention peut être exploitée pour tout type de dispositif électronique, optoélectronique ou micromécanique, même lorsqu'il nécessite une couche utile moins épaisse. Ainsi, la mise en ceuvre de l'invention est également avantageuse pour la fabrication de diodes électroluminescentes, de diodes laser, de transistors (HFETs, HEMTs), etc. Pour les différents dispositifs illustrés et écrits ci-dessous, on n'a représenté que la couche active 3 et les couches spécifiques au dispositif concerné formées sur la couche active ; la structure sous-jacente à la couche active 3, incluant un substrat de silicium, étant telle que décrite ci-dessus. Diode électroluminescente Pour les diodes électroluminescentes, le faible coût et la grande taille d'un substrat de silicium permet, par rapport aux substrats tels que saphir, SiC ou GaN massif, de diminuer le coût du composant final, tout en atteignant, grâce à l'invention, une qualité cristalline en termes de densité de dislocations qui ne pouvait être atteinte jusqu'à présent qu'à partir d'un substrat de saphir, c'est-à-dire une densité de dislocations 10 fois plus basse que la densité obtenue dans l'état de la technique avec la croissance de GaN sur silicium. Ceci permet de réduire les recombinaisons non-radiatives et ainsi d'obtenir un meilleur rendement quantique interne et externe. La figure 16 illustre un exemple de diode électroluminescente émettant dans le domaine du visible. Pour fabriquer une telle diode, on forme successivement, sur une couche active 3 de 2 pm d'épaisseur de GaN dopé n+ au silicium, un multiple puits quantique MQW de composition GaN/Ga,_XIn,N, une couche 5 constituée d'une couche 5b de 10 nm d'AIXGa,_XN (x étant compris entre 0,1 et 0,3) dopé p au magnésium sur une couche 5a de 10 nm d'AIXGa,_XN (x étant compris entre 0,1 et 0,3), une couche 6 de 200 nm de GaN ou GaInN dopé p au magnésium et une couche 7 constituée d'une couche 7b de 5 nm de GaN ou GaInN dopé p++ au magnésium sur une couche 7a de 5 nm de GaN ou GaInN dopé p+ au magnésium. Le multiple puits quantique MQW est quant à lui constitué d'un empilement de 1 à 5 structures bicouches constituées d'une couche MQW2 de 8 nm de GaN sur une couche MQW1 de 3 nm de Ga,_XIn,N (x étant compris entre 0,05 et une valeur supérieure à 0,3 tout en restant inférieur à 1). La figure 17 illustre un exemple de diode électroluminescente à cavité résonante à deux miroirs de Bragg monolithiques. Une telle diode comprend successivement, sur une couche active 3 de GaN dopé n+ au silicium, un premier miroir de Bragg MB1 de composition GaN/ALGa,_,N dopé n au silicium, une première cavité Cl de GaN dopé n au silicium, un multiple puits quantique MQW de composition GaN/Ga,_XIn,N, une couche 5 constituée d'une couche 5b de 10 nm d'AIXGa,_XN (x étant compris entre 0,1 et 0,3) dopé p au magnésium sur une couche 5a de 10 nm d'AIXGa,_XN (x étant compris entre 0,1 et 0,3), une deuxième cavité C2 de GaN dopé p au magnésium, un deuxième miroir de Bragg MB2 de composition GaN/AI,Ga,_,N dopé p au magnésium et une couche 7 constituée d'une couche 7b de 5 nm de GaN ou GaInN dopé p++ au magnésium sur une couche 7a de 5 nm de GaN ou GaInN dopé p+ au magnésium. Le multiple puits quantique MQW est constitué d'un empilement de 1 à 5 structures bicouches constituées d'une couche MQW2 de 11,5 nm de GaN sur une couche MQW1 de 2,5 nm de Ga,_XIn,N (x étant compris entre 0,05 et une valeur supérieure à 0,3 tout en restant inférieurà 1). Le premier miroir de Bragg MB1 est quant à lui constitué d'un empilement de 20 à 30 structures bicouches constituées d'une couche MB12 de 60 nm de AIo,2Gao,$N dopé au silicium sur une couche MB11 de 55 nm de GaN dopé au silicium. Enfin, le deuxième miroir de Bragg MB2 est constitué d'un empilement de 20 à 30 structures bicouches constituées d'une couche MB22 de 60 nm de AIo,2Gao,$N dopé au magnésium sur une couche MB21 de 55 nm de GaN dopé au magnésium. La figure 18 illustre un exemple de diode électroluminescente à cavité résonante à un miroir de Bragg monolithique. Une telle diode comprend successivement, sur la couche active 3 de GaN dopé n+ au silicium (qui forme également une couche de contact n), un miroir de Bragg MB de composition GaN/ALGa,_,N dopé n au silicium, une première cavité Cl de GaN dopé n au silicium, un multiple puits quantique MQW de composition GaN/Ga,_XIn,N (qui forme la zone active du dispositif), une couche 5 de blocage des électrons constituée d'une couche 5b de 10 nm d'AIXGa,_XN (x étant compris entre 0,1 et 0,3) dopé p au magnésium sur une couche 5a de 10 nm d'AIXGa,_XN (x étant compris entre 0,1 et 0,3), une deuxième cavité C2 de GaN dopé p au magnésium et une couche 7 de contact p constituée d'une couche 7b de 5 nm de GaN ou GaInN dopé p++ au magnésium sur une couche 7a de 5 nm de GaN ou GaInN dopé p+ au magnésium. La constitution du multiple puits quantique MQW et du miroir de Bragg MB est identique respectivement à celle du multiple puits quantique MQW et du premier miroir de Bragg MB1 du dispositif illustré à la figure 17. La figure 19 illustre un exemple de RC-LED à un miroir de Bragg monolithique à base d'AIInN. Ce dispositif comprend successivement, sur une couche active 3 de GaN dopé n+ au silicium, un miroir de Bragg MB de composition GaN/AI,In,_,N dopé n au silicium, une première cavité Cl de GaN dopé n au silicium, un multiple puits quantique MQW de composition GaN/Ga,_XIn,N (qui forme la zone active du dispositif), une couche 5 de blocage des électrons constituée d'une couche 5b de 10 nm d'AIXGa,_XN (x étant compris entre 0,1 et 0,3) dopé p au magnésium sur une couche 5a de 10 nm d'AIXGa,_XN (x étant compris entre 0,1 et 0,3), une deuxième cavité C2 de GaN dopé p au magnésium et une couche 7 de contact p constituée d'une couche 7b de 5 nm de GaN ou GaInN dopé p++ au magnésium sur une couche 7a de 5 nm de GaN ou GaInN dopé p+ au magnésium. Le multiple puits quantique MQW est constitué d'un empilement de 1 à 5 structures bicouches constituées d'une couche MQW2 de 11,5 nm de GaN sur une couche MQW1 de 2,5 nm de Ga1_XIn,N (x étant compris entre 0,05 et une valeur supérieure à 0,3 tout en restant inférieurà 1). Le miroir de Bragg MB est quant à lui constitué d'un empilement de 20 structures bicouches constituées d'une couche MB12 de 62 nm de AI0,831no,17N dopé au silicium sur une couche MB11 de 55 nm de GaN dopé au silicium. Diode laser Pour les diodes laser, le faible coût et la grande taille d'un substrat de silicium permet, par rapport aux substrats tels que saphir, SiC ou GaN massif, de diminuer le coût du composant final, tout en atteignant, grâce à l'invention, une qualité cristalline en termes de densité de dislocations qui ne pouvait être atteinte jusqu'à présent qu'à partir d'un substrat de saphir, c'est-à-dire une densité de dislocations 10 fois plus basse que la densité obtenue dans l'état de la technique avec la croissance de GaN sur silicium. Ceci permet de réduire les recombinaisons non-radiatives et ainsi d'obtenir une plus faible intensité du courant de seuil. La figure 20 illustre un premier exemple de diode laser de type « edge emitting ». Ce dispositif comprend successivement, sur une couche active 3 de 4 pm de GaN dopé n+ au silicium (formant couche de contact n), un premier super-réseau SL1 (formant manteau n) de composition GaN/ALGa1_,N dopé n au silicium, une couche 8 de 110 nm de GaN dopé n au silicium (formant guide d'onde n), un multiple puits quantique MQW de composition GaN/GaxIn1_,N (zone active du dispositif), une couche 5 de blocage des électrons constituée d'une couche 5b de 10 nm d'AIXGa,_XN (x étant compris entre 0,1 et 0,3) dopé p au magnésium sur une couche 5a de 10 nm d'AIXGa,_XN (x étant compris entre 0,1 et 0,3), une couche 9 de 100 nm de GaN dopé p au magnésium (formant guide d'onde p), un deuxième super-réseau SL2 (formant manteau p) de composition GaN/AI,Ga1_,N dopé p au magnésium et une couche 7 de contact p constituée d'une couche 7b de 5 nm de GaN ou Ga1nN dopé p++ au magnésium sur une couche 7a de 5 nm de GaN ou Ga1nN dopé p+ au magnésium. Le multiple puits quantique MQW est constitué d'un empilement de 1 à 5 structures bicouches constituées d'une couche MQW2 de 10 nm de GaN sur une couche MQW1 de 3 nm de Gao,151no,85N. Le premier super-réseau SL1 est quant à lui constitué d'un empilement de 120 structures bicouches constituées d'une couche SL12 de 2,5 nm de AI0,831no,17N dopé au silicium sur une couche SL11 de 10 nm de AIo,1Gao,9N. Le deuxième super-réseau SL2 est constitué d'un empilement de 105 structures bicouches constituées d'une couche SL22 de 2,5 nm de GaN dopé au magnésium sur une couche SL21 de 2,5 nm de AI0,14Gao,86N. La figure 21 illustre un deuxième exemple de diode laser du même type que dans l'exemple précédent mais à base d'AIInN, tels que ceux décrits dans les articles de H.P.D. Schenk, M. Nemoz, M. Korytov, P. Vennéguès, A.D. Dràger, A. Hangleiter, Indium incorporation dynamics into A/InN ternary a//oys for laser structures /attice matched to GaN, Appl. Phys. Lett. 93, 081116 _(2008) et H.P.D. Schenk, M. Nemoz, M. Korytov, P. Vennéguès, P. Demolon, A.D. Dràger, A. Hangleiter, R. Charash, P.P. Maaskant, B. Corbett, J.Y. Duboz A/InN optica/ confinement /ayers for edge emitting group III-nitride laser structures, Phys. Stat. Sol. C 6, S897 (2009). Ce dispositif comprend successivement, sur une couche active 3 de 4 pm de GaN dopé n+ au silicium (formant couche de contact n), une couche 10 (formant manteau n) de composition AI0,83Ino,17N dopé n au silicium, une couche 8 de 110 nm de GaN dopé n au silicium (formant guide d'onde n), un multiple puits quantique MQW de composition GaN/GaxIn1_,N (zone active du dispositif), une couche 5 de blocage des électrons constituée d'une couche 5b de 10 nm d'AIXGa,_XN (x étant compris entre 0,1 et 0,3) dopé p au magnésium sur une couche 5a de 10 nm d'AIXGa,_XN (x étant compris entre 0,1 et 0,3), une couche 9 de 100 nm de GaN dopé p au magnésium (formant guide d'onde p), un super-réseau SL (formant manteau p) de composition GaN/AI,Ga1_,N dopé p au magnésium et une couche 7 de contact p constituée d'une couche 7b de 5 nm de GaN ou GaInN dopé p++ au magnésium sur une couche 7a de 5 nm de GaN ou GaInN dopé p+ au magnésium. Le multiple puits quantique MQW est constitué d'un empilement de 1 à 5 structures bicouches constituées d'une couche MQW2 de 10 nm de GaN sur une couche MQW1 de 3 nm de Gao,151no,85N. Le super-réseau SL est quant à lui constitué d'un empilement de 105 structures bicouches constituées d'une couche SL22 de 2,5 nm de GaN dopé au magnésium sur une couche SL21 de 2,5 nm de AI0,14Gao,86N. Transistor Pour les transistors, le faible coût et la grande taille d'un substrat de silicium permet, par rapport aux substrats tels que saphir, SiC ou GaN massif, de diminuer le coût du composant final, tout en atteignant, grâce à l'invention, une qualité cristalline en termes de densité de dislocations qui ne pouvait être atteinte jusqu'à présent qu'à partir d'un substrat de saphir, c'est-à-dire une densité de dislocations 10 fois plus basse que la densité obtenue dans l'état de la technique avec la croissance de GaN sur silicium. Ceci permet d'augmenter la durée de vie du transistor et de diminuer la dispersion (« scattering ») des électrons due aux dislocations, ce qui procure des mobilités plus élevées. Par ailleurs, en raison de sa meilleure conduction thermique, un substrat de silicium permet une taille du composant réduite par rapport à la conception d'un transistor sur substrat saphir, d'où un meilleur rendement des substrats. La figure 22 illustre un exemple de transistor à haute mobilité électronique (HEMT) ou à effet de champ (FET). Dans ce transistor, la couche tampon est formée par la couche active 3 de GaN. Sur la couche tampon est formée une couche canal 11 de 30 nm d'AIo,25Gao,75N qui est recouverte d'une couche 12 de 3 nm de GaN. La figure 23 illustre un autre exemple de transistor à haute mobilité électronique (HEMT) ou à effet de champ (FET), similaire à celui de la figure 22 mais comprenant, entre la couche tampon 3 et la couche canal 11 une couche 13 dite «spacer» de 1 nm d'AIN. Grâce à cette fine couche d'AIN entre le GaN et l'AIGaN, la discontinuité de bande à l'interface est plus élevée qu'à une interface GaN/AIGaN. Par conséquent, la pénétration dans l'AIGaN de la fonction d'ondes des électrons est diminuée, et le gaz bidimensionnel d'électrons se formant spontanément à l'interface GaN/AIN/AIGaN (effet piézoélectrique) est mieux confiné. Par ailleurs, la couche d'AIN est suffisamment fine pour ne pas constituer une résistance en série supplémentaire. De manière alternative (non illustrée), un transistor à haute mobilité électronique (HEMT) ou à effet de champ (FET) similaire à celui de la figure 23 peut comprendre, sur la couche tampon 3, une couche « spacer» 13 de 1 à 2 nm d'AIN, une couche canal 11 de 10 à 30 nm d' d'AI0,821no,18N et une couche 12 de 3 nm de GaN. Le procédé de l'invention peut également permettre de former, dans ou sur la couche utile sans fissure de GaN, des transistors tels que ceux décrits dans les articles de A. Dadgar, M. Neuburger, F. Schulze, J. Blàsing, A. Krtschil, 1. Daumiller, M.Kunze, K.-M. Günther, H. Witte, A. Diez, E. Kohn, A. Krost, High-current A/InN/GaN field effect transistors, Phys. Stat. Sol. A 202, 832 (2005), ,ou de M. Gonschorek, J.-F. Carlin, E. Feltin, M.A. Py, N. Grandjean, High e/ectron mobi/ity /attice-matched A/InN/GaN field-effect transistor heterostructures, Appt. Phys. Lett. 89, 062106 (2006). II va de soi que les exemples que l'on vient de donner ne sont que des illustrations particulières en aucun cas limitatives quant aux domaines d'application de l'invention ni aux matériaux employés dans les dispositifs fabriqués dans ou sur la couche utile. Ainsi, l'invention permet d'obtenir des couches de GaN auto-supportées, c'est-à-dire pouvant être retirées du substrat sur lequel elles ont été épitaxiées, sans nécessité d'être collées à un raidisseur. De telles couches épaisses et de haute qualité cristalline de GaN peuvent être utilisées en tant que substrats de GaN de grande dimension, ou bien pour fabriquer des structures semi-conductrices par des procédés de transfert de couches, incluant notamment la mise en ceuvre du procédé Smart CutTM De manière alternative, la couche utile de GaN obtenue selon l'invention peut être transférée sur un support dont les propriétés sont choisies selon l'application visée. La figure 24 présente la densité TDD de dislocations (en cm-2) en fonction de l'épaisseur e de la couche utile de GaN (en pm) pour des structures formées selon l'invention. Cette figure montre que les structures obtenues par le procédé de l'invention présentent pour la plupart une densité de dislocations inférieure ou égale à 5x10$ cm-2, en particulier lorsque l'épaisseur de la couche de GaN dépasse 1 micron d'épaisseur. REVENDICATIONS1. Procédé de fabrication par épitaxie d'une couche (3 ; 3', 3") monocristalline dite utile de GaN sur un substrat (1) dont le coefficient de dilatation thermique est inférieur au coefficient de dilatation thermique du GaN, ledit substrat (1) étant donc susceptible de générer dans ladite couche utile une contrainte extensive, caractérisé en ce qu'il comprend les étapes successives suivantes : (a) formation, sur le substrat (1), d'une couche tampon (2) d'AIN, (b) croissance épitaxiale tridimensionnelle, directement sur la couche tampon (2), d'une 10 couche (3a) de GaN relaxée à la température d'épitaxie, (c1) croissance épitaxiale, sur la couche (3a) de GaN, d'une première couche intercalaire (4a) de composition BWAIXGayInZN, où w+x+y+z=1 et 0,5 2. Procédé selon la revendication 1, caractérisé en ce que le diamètre du substrat (1) est supérieur ou égal à 15,24 cm. 25 3. Procédé selon l'une des revendications 1 ou 2, caractérisé en ce que l'étape (d) comprend la croissance épitaxiale de ladite couche utile (3 ; 3', 3") de GaN sur une épaisseur d'au moins 5 dam. 4. Procédé selon l'une des revendications 1 à 3, caractérisé en ce que la première et 30 la deuxième couche intercalaire (4a, 4b) présentent une épaisseur comprise entre 10 et 50 nm, et en ce que la couche (3b) de composition BWAIXGayInZN, où w+x+y+z=1 et 0 5. Procédé selon l'une des revendications 1 à 4, caractérisé en ce que la teneur (x) en aluminium de la première et de la deuxième couche intercalaire (4a, 4b) est comprise entre 0,8 et 1 et en ce que la teneur (x) en aluminium de la couche (3b) formée entre lesdites couches intercalaires est comprise entre 0 et 0,2. 6. Procédé selon l'une des revendications 1 à 5, caractérisé en ce qu'il comprend, entre les étapes (c3) et (d), les étapes successives suivantes : (c4) formation d'une première couche (3c1) dite de transition de composition BWAI,GayIn,N, où w+x+y+z=1 et 0 7. Procédé selon l'une des revendications 1 à 6, caractérisé en ce qu'il est mis en ceuvre par épitaxie en phase vapeur aux organométalliques (EPVOM). 8. Procédé selon l'une des revendications 1 à 7, caractérisé en ce que le substrat (1) 25 est choisi parmi les substrats suivants : Si(111), Si(110), Si(100), Si poreux, silicium sur SiC polycristallin (SopSiC), 4H-SiC, 6H-SiC, 3C-SiC/Si(111), silicium sur isolant (SOI). 9. Procédé selon l'une des revendications 1 à 8, caractérisé en ce qu'après la croissance épitaxiale de la couche utile (3 ; 3', 3") on transfère ladite couche utile sur un 30 support. 10. Procédé selon l'une des revendications 1 à 8, caractérisé en ce qu'après la croissance épitaxiale de la couche utile (3 ; 3', 3") sur une épaisseur d'au moins 5 pm, on retire ladite couche utile de la structure sur laquelle elle a été épitaxiée, de sorte à former une 35 couche auto-supportée de GaN. 11. Structure comprenant une couche monocristalline dite utile (3 ; 3', 3") de GaN sur un substrat (1) dont le coefficient de dilatation thermique est inférieur au coefficient de dilatation thermique du GaN, caractérisée en ce qu'elle comprend successivement : - une couche (3a) monocristalline de GaN sous contrainte extensive à température ambiante, - une première couche intercalaire (4a) monocristalline de composition BWAIXGayInZN, où w+x+y+z=1 et 0,5 12. Structure selon la revendication 11, caractérisée en ce que la couche utile (3 ; 3', 20 3") de GaN présente un diamètre supérieur ou égal à 15,24 cm. 13. Structure selon l'une des revendications 11 ou 12, caractérisée en ce que le couche utile (3 ; 3', 3") de GaN présente une épaisseur supérieure ou égale à 5 pm. 25 14. Structure selon l'une des revendications 11 à 13, caractérisée en ce que le couche utile (3 ; 3', 3") de GaN présente une densité de dislocations inférieure ou égale à 5x10$ cm-2. 15. Structure selon l'une des revendications 11 à 14, caractérisée en ce que la 30 couche (3a) monocristalline de GaN sous contrainte extensive à température ambiante est comprise entre 1 et 5 pm, de préférence entre 1 et 2 pm. 16. Structure selon l'une des revendications 11 à 14, caractérisée en ce que la première et la deuxième couche intercalaire (4a, 4b) présentent une épaisseur comprise 35 entre 10 et 50 nm, et en ce que la couche (3b) de composition BWAIXGayInZN, où w+x+y+z=1et 0 17. Structure selon l'une des revendications 11 à 15, caractérisé en ce que la teneur (x) en aluminium de la première et de la deuxième couche intercalaire (4a, 4b) est comprise entre 0,8 et 1 et en ce que la teneur (x) en aluminium de la couche (3b) formée entre lesdites couches intercalaires est comprise entre 0 et 0,2. 18. Structure selon l'une des revendications 11 à 17, caractérisée en ce que le substrat (1) est choisi parmi les substrats suivants : Si(111), Si(110), Si(100), Si poreux, silicium sur SiC polycristallin (SopSiC), 4H-SiC, 6H-SiC, 3C-SiC/Si(111), silicium sur isolant (SOI). 19. Structure selon l'une des revendications 11 à 18, caractérisée en ce qu'elle comprend, entre le substrat (1) et la couche (3a) monocristalline de GaN sous contrainte extensive à température ambiante, une couche tampon (2), la couche (3a) monocristalline de GaN sous contrainte extensive à température ambiante étant directement sur la couche tampon (2). 20. Structure selon la revendication 19, caractérisée en ce que la couche tampon (2) est une couche d'AIN. 21. Structure selon l'une des revendications 11 à 20, caractérisée en ce qu'elle comprend successivement, entre la deuxième couche intercalaire (4b) et la couche utile (3 ;3', 3") : - une première couche (3c1) dite de transition de composition BWAI,GayInZN, où w+x+y+z=1 et 0 22. Structure selon l'une des revendications 11 à 21, caractérisée en ce que la couche utile comprend une couche (3") de GaN dopée n- sur une couche (3') de GaN dopée n+. 23. Couche (3 ; 3', 3") monocristalline auto-supportée de GaN présentant une 10 épaisseur supérieure ou égale à 5 dam, un diamètre supérieur ou égal à 15,24 cm et une densité de dislocations inférieure ou égale à 5x10$ cm-2, ladite couche étant dépourvue de fissures. 24. Structure comprenant une couche (3 ; 3', 3") monocristalline de GaN sur un 15 support, ladite couche (3 ; 3', 3") de GaN présentant une épaisseur supérieure ou égale à 5 pm, un diamètre supérieur ou égal à 15,24 cm et une densité de dislocations inférieure ou égale à 5x10$ cm-2. 25. Dispositif électronique, optoélectronique ou micromécanique formé dans ou sur 20 une couche utile (3 ; 3', 3") de GaN selon l'une des revendications 11 à 24. 26. Dispositif selon la revendication 25, caractérisé en ce qu'il comprend une diode Schottky.