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Physique des systèmes complexes
les compter en attaquant les surfaces des matériaux à l'aide de divers réactifs chimiques. En effet, les atomes situés sur la ligne de dislocation possèdent moins de
premiers voisins que les atomes situés dans le cristal parfait et peuvent être, de ce
fait, plus facilement déplacés, réaction qui se propage ensuite sur les atomes voisins, laissant à la surface du matériau une piqure de corrosion (également appelée
une figure d'attaque) de forme géométrique caractéristique de la structure cristalline. Les ordres typiques peuvent varier sur de larges plages selon que la technique de croissance utilisée est plus ou moins bien maîtrisée. Par exemple, le silicium est un semi-conducteur largement exploité dans la fabrication des composants électroniques depuis les années 1950. Sa qualité cristalline représente un
enjeu industriel considérable et, de ce fait, de très nombreuses recherches expérimentales sur les méthodes de croissance aboutissent actuellement à quelques
émergences par cm 2 , autrement dit une densité pratiquement nulle de dislocations.
Vers les années 1960, l'intérêt de l'électronique s'est porté sur les matériaux à gap
direct et tout particulièrement vers les matériaux III-V tels que l'arséniure de gallium (GaAs) pour la fabrication de composants optoélectroniques rayonnant dans
l'infrarouge. Cependant, la qualité des méthodes de croissance cristalline n'a jamais atteint celles dédiées au silicium, conduisant pour les meilleurs monocristaux
de GaAs à des densités de l'ordre de 10 4 émergences par cm 2 . L'intérêt s'est ensuite porté vers les matériaux grand gap (pour la fabrication de lasers U.V.) et tout
particulièrement vers les nitrures comme GaN, obtenus par des croissances par
épitaxie. Ces méthodes sont mal maîtrisées et conduisent dans le cas de GaN à des
densités de l'ordre de 10 9 cm· 2 . Ces densités élevées détruisent les propriétés intrinsèques exploitées pour l'obtention des composants fiables et de bonne qualité.
Les dislocations de croissance sont souvent créées à hautes températures qui favorisent la mobilité des défauts ponctuels ou impuretés. De ce fait, elles sont fréquemment entourées d'une atmosphère de Cottrell (voir chapitre 3 §3.6), les rendant peu mobiles sous l'effet des contraintes appliquées.
- Les dislocations fraîches
La déformation plastique des matériaux nécessite le glissement ainsi que la multiplication des lignes de dislocation. Elle provoque ainsi une augmentation de la
densité de dislocations qui, contrairement aux dislocations de croissance ne possèdent pas d'atmosphère de Cottrell (sauf dans certains cas particuliers).
3.2.4. Annihilation et multiplication des dislocations
Si le mouvement des dislocations permet d'expliquer pourquoi la limite élastique
des matériaux est beaucoup plus faible que celle que l'on peut déduire de modèles
impliquant la rupture simultanée de toutes les liaisons entre atomes situés de part
et d'autre du plan de glissement, il faut nécessairement conclure que la contrainte
élastique changera brutalement dès lors que l'on aura fait sortir du cristal toutes
les dislocations initialement présentes avant l'essai de déformation. Ceci signifie
un taux maximum de déformation plastique « facile » possible proportionnel à la
densité de dislocation de croissance. Or l'expérience montre que des taux de déformation plastique bien plus importants que ceux liés aux seules dislocations
préexistantes peuvent être atteints, ce qui nécessite d'imaginer un mécanisme de
multiplication des dislocations.
Physique des systèmes complexes
les compter en attaquant les surfaces des matériaux à l'aide de divers réactifs chimiques. En effet, les atomes situés sur la ligne de dislocation possèdent moins de
premiers voisins que les atomes situés dans le cristal parfait et peuvent être, de ce
fait, plus facilement déplacés, réaction qui se propage ensuite sur les atomes voisins, laissant à la surface du matériau une piqure de corrosion (également appelée
une figure d'attaque) de forme géométrique caractéristique de la structure cristalline. Les ordres typiques peuvent varier sur de larges plages selon que la technique de croissance utilisée est plus ou moins bien maîtrisée. Par exemple, le silicium est un semi-conducteur largement exploité dans la fabrication des composants électroniques depuis les années 1950. Sa qualité cristalline représente un
enjeu industriel considérable et, de ce fait, de très nombreuses recherches expérimentales sur les méthodes de croissance aboutissent actuellement à quelques
émergences par cm 2 , autrement dit une densité pratiquement nulle de dislocations.
Vers les années 1960, l'intérêt de l'électronique s'est porté sur les matériaux à gap
direct et tout particulièrement vers les matériaux III-V tels que l'arséniure de gallium (GaAs) pour la fabrication de composants optoélectroniques rayonnant dans
l'infrarouge. Cependant, la qualité des méthodes de croissance cristalline n'a jamais atteint celles dédiées au silicium, conduisant pour les meilleurs monocristaux
de GaAs à des densités de l'ordre de 10 4 émergences par cm 2 . L'intérêt s'est ensuite porté vers les matériaux grand gap (pour la fabrication de lasers U.V.) et tout
particulièrement vers les nitrures comme GaN, obtenus par des croissances par
épitaxie. Ces méthodes sont mal maîtrisées et conduisent dans le cas de GaN à des
densités de l'ordre de 10 9 cm· 2 . Ces densités élevées détruisent les propriétés intrinsèques exploitées pour l'obtention des composants fiables et de bonne qualité.
Les dislocations de croissance sont souvent créées à hautes températures qui favorisent la mobilité des défauts ponctuels ou impuretés. De ce fait, elles sont fréquemment entourées d'une atmosphère de Cottrell (voir chapitre 3 §3.6), les rendant peu mobiles sous l'effet des contraintes appliquées.
- Les dislocations fraîches
La déformation plastique des matériaux nécessite le glissement ainsi que la multiplication des lignes de dislocation. Elle provoque ainsi une augmentation de la
densité de dislocations qui, contrairement aux dislocations de croissance ne possèdent pas d'atmosphère de Cottrell (sauf dans certains cas particuliers).
3.2.4. Annihilation et multiplication des dislocations
Si le mouvement des dislocations permet d'expliquer pourquoi la limite élastique
des matériaux est beaucoup plus faible que celle que l'on peut déduire de modèles
impliquant la rupture simultanée de toutes les liaisons entre atomes situés de part
et d'autre du plan de glissement, il faut nécessairement conclure que la contrainte
élastique changera brutalement dès lors que l'on aura fait sortir du cristal toutes
les dislocations initialement présentes avant l'essai de déformation. Ceci signifie
un taux maximum de déformation plastique « facile » possible proportionnel à la
densité de dislocation de croissance. Or l'expérience montre que des taux de déformation plastique bien plus importants que ceux liés aux seules dislocations
préexistantes peuvent être atteints, ce qui nécessite d'imaginer un mécanisme de
multiplication des dislocations.