Photoluminescence des couches GeSn à haute concentration de Sn
Le grand écart entre les paramètres de maille de Ge (5.658 Å) et de Sn (6.489 Å) pose des vraies difficultés sur l’épitaxie de l’alliage GeSn, notamment quand la concentration de Sn augmente. Cette situation demande des modifications sur les paramètres d’épitaxie pour réussir à avoir des couches GeSn riches en Sn pour être à gap direct, avec une bonne qualité cristalline. D’autre part, les substrats de base de Si et de Ge utilisés lors de l’épitaxie ont tendance à générer des compressions résiduelles sur les couches GeSn, en raison des paramètres de maille inférieurs. Cela affecte la position relative entre le gap direct et le gap indirect de GeSn. Il est donc nécessaire de connaitre d’abord la concentration de Sn et l’état de contrainte des couches GeSn, puis caractériser la variation de leurs propriétés électroniques en fonction de ces deux variables.
Variation des gaps dans GeSn
GeSn relaxé
Le premier calcul de la structure électronique de l’alliage GeSn a été réalisé en 1987 par Jenkins et Dow [30] : Ils ont utilisé un modèle de liaison forte sp3 à deux premiers voisins, accompagné par une approximation de cristal virtuel pour calculer la variation de l’énergie de gap de GeSn. Ce premier modèle estime la concentration de seuil à 20% de Sn, pour passer du gap indirect au gap direct. Les calculs récents, réalisés avec différentes méthodes – ab-initio [29], [31], pseudopotentiel empirique [32], [33], k.p [34], [35] prévoient une transformation de GeSn au gap direct avec des plus faibles concentrations, entre 6.5% et 11% de Sn. Contrairement au travail de Jenkins et Dow, tous les modèles récents donnent une grande courbure négative sur la variation du gap, ce qui tend à diminuer rapidement le gap direct et décale donc la concentration de seuil vers les plus faibles valeurs. La démonstration du premier laser GeSn à des concentrations de Sn entre 8.5% et 12.5% semble valider ces calculs.
Plus la concentration augmente, plus le gap direct diminue et s’écarte du gap indirect. Il permet, en théorie, d’avoir du gain optique à des densités de porteurs injectés ???? encore plus basses et diminue le seuil laser. Il y a donc un intérêt d’étudier l’effet laser dans les couches GeSn riches en Sn pour explorer cette hypothèse.
GeSn déformé en direction cristallographique [100] – Modèle des potentiels de déformation
L’étude de la déformation de GeSn en direction [100] offre des intérêts, pour deux raisons principales :
• Le substrat Si, et toutes les couches d’épitaxie au-dessus s’orientent en direction [100]. La contrainte résiduelle dans les couches de GeSn est donc une compression biaxiale (100)
• Les tensions biaxiales (100) ou uniaxiales [100] favorisent les conditions pour avoir du gain optique, en amplifiant l’écart entre le gap direct et le gap indirect dans le matériau.
Pour les déformations en direction [100], des formules analytiques existent pour calculer la variation des bandes de conduction et des bandes de valence, extraites de la théorie des potentiels de déformation [36]. Dans ce modèle, la variation des bandes reliée au changement de volume est exprimée avec des potentiels de déformation hydrostatique ???, ???, ??, respectivement pour la bande de conduction au point Γ, L et la bande de valence au point Γ. De plus, la contrainte appliquée lève aussi la dégénérescence entre les deux bandes de valence des trous lourds HH et des trous légers LH.
Les propriétés physiques des couches GeSn
L’épitaxie des couches GeSn par dépôt chimique en phase vapeur à pression réduite (RP-CVD)
Le diagramme de phase pour Ge-Sn – déterminé en 1984 par Olesinski et Abbaschian [37] – montre différentes phases de ce système : Deux phases de Ge pure (en réseau diamant) et Sn pure (en réseau tétragonal centré β-Sn pour des températures supérieures à 13.5°C – et en réseau diamant α-Sn dans l’autre cas), une phase liquide et une phase solide de l’alliage GeSn. Cette dernière phase a pour concentration maximale de Sn de 1.12%, situé à 390°C dans l’équilibre thermodynamique. Il est donc important de choisir des conditions de croissance loin de cet équilibre, avec une basse température d’épitaxie et une grande vitesse de croissance pour augmenter la concentration de Sn dans l’alliage.
La croissance des couches GeSn a été faite par Joris Aubin, Rami Khazaka et Jean-Michel Hartmann de CEA-Leti, sur un bâti d’épitaxie par dépôt chimique en phase vapeur à pression réduite (RP-CVD – Reduced Pressure Chemical Vapor Deposition). Des substrats Si orientés [100] de 200 mm de diamètre sont utilisés. Les gaz de dépôt de digermane (Ge2H6) et de stanno-tétrachloride (SnCl4), accompagnés par un gaz de vecteur d’hydrogène H2 sont choisis pour la croissance d’une couche épaisse – un substrat virtuel – de Ge relaxée sur le substrat Si dans un premier temps, puis suivi par le dépôt des couches GeSn. La pression est tenue à 100 Torr pendant l’épitaxie. Pour faire varier la concentration de Sn dans la couche d’épitaxie, ils ont varié la température de croissance entre 313°C et 349°C – avec la basse température qui correspond à la concentration supérieure de Sn – en maintenant les fluxes de Ge2H6 et SnCl4.
La croissance directe de GeSn est initialement visée à 10% et à 12% de Sn . En réalité, ils constatent des enrichissements de Sn dans ces cas, avec une séparation en deux différentes couches, la première avec une concentration proche de la valeur visée, et la deuxième avec une concentration augmentée à 13.1% dans le premier échantillon et à 16% dans le deuxième échantillon. La relaxation de la couche GeSn quand l’épaisseur augmente a été récemment proposée comme le mécanisme principal qui favorise l’incorporation des atomes de Sn dans la matrice de Ge et crée donc une configuration de bi-couche [38]. Les surfaces post-épitaxie des deux échantillons (a) et (b) montrent des différences : Alors que le premier échantillon, GeSn 13.1%, montre une surface de miroir, indiquant une bonne qualité d’épitaxie, le deuxième, GeSn 16%, montre un mélange entre des zones de miroir et des zones grises opaques, indiquant la présence de clusters de Sn sur la surface.
En raison de la ségrégation de Sn observée dans la croissance directe des couches GeSn riches en Sn, une différente approche a été introduite pour préserver la bonne qualité cristalline de ces couches : L’utilisation d’une rampe de concentration (graded buffer) de Sn. Proposée dans [39], [40], cette méthode crée plusieurs interfaces intermédiaires entre des couches avec des compositions différentes. En sachant qu’une dislocation a deux modes de déplacement [41] : Une propagation verticale dans le volume de la couche d’épitaxie, et un glissement sur l’interface entre deux couches de composition différente, la présence de nombreuses interfaces permet d’évacuer les dislocations vers le bord du substrat et de limiter leur propagation dans la couche de GeSn riches en Sn.
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Table des matières
Introduction générale
1. L’état de l’art de la photonique silicium
2. La quête pour l’effet laser dans Ge
2.1. Les lasers Ge par l’approche fort dopage – légère déformation
2.2. Les tentatives sur l’approche forte déformation
3. L’effet laser dans GeSn
4. Motivation et plan de la thèse
Chapitre I. Photoluminescence des couches GeSn à haute concentration de Sn
Introduction
I.1 Variation des gaps dans GeSn
I.1.1 GeSn relaxé
I.1.2 GeSn déformé en direction cristallographique [100] – Modèle des potentiels de déformation.
I.2 Les propriétés physiques des couches GeSn
I.2.1 L’épitaxie des couches GeSn par dépôt chimique en phase vapeur à pression réduite (RPCVD)
I.2.2 Détermination de la concentration et de la déformation résiduelle dans les couches GeSn
I.3 Photoluminescence des couches GeSn
I.3.1 Protocole expérimental
I.3.2 Photoluminescence des couches d’épitaxie de GeSn
I.3.2.1 Photoluminescence à basse température (15 K)
I.3.2.2 Photoluminescence en fonction de la température
I.3.3 Photoluminescence des micro-disques GeSn
I.4 Conclusion
Chapitre II. Effet laser dans les micro-cavités GeSn
Introduction
II.1 Méthodologie et le choix des cavités
II.1.1 Rappel succinct sur l’effet laser
II.1.2 Méthodologie
II.1.3 Le choix des cavités optiques
II.2 Effet laser dans l’échantillon GeSn fi-15.9%
II.2.1 Micro-disque
II.2.2 Cristal photonique à mode lent
II.3 Effet laser dans GeSn ep-15.1%
II.3.1 Micro-disque
II.3.2 Cristal photonique aux modes lents
II.3.3 Cavité de défaut hexagonal H4
II.4 Effet laser sur le micro-disque GeSn ep-13 %
II.5 Résumé sur les configurations du banc de spectroscopie et sur les performances
II.6 Conclusion
Chapitre III. Modélisation du gain optique et de la caractéristique laser de GeSn
Introduction
III.1 Méthodologie
III.1.1 Etapes de modélisation et convention du gain
III.1.2 Méthode de pseudopotentiel empirique – EPM
III.1.3 Formule de l’absorption et l’équation de laser
III.2 Résultats de modélisation et comparaison aux mesures expérimentales
III.2.1 Structure de bande et variation de gaps générées par le modèle EPM
III.2.2 Les quasi-niveaux de Fermi et le ratio des porteurs dans la vallée Γ
III.2.3 Calcul du gain optique dans GeSn et Ge
III.2.3.1 GeSn relaxé
III.2.3.2 GeSn déformé
III.2.3.2.1 GeSn en tension biaxiale (100) ou uniaxiale [100]
III.2.3.2.2 GeSn en compression biaxiale (100)
III.2.3.3 Contribution de l’absorption des porteurs libres
III.2.3.4 Ge déformé
III.2.3.4.1 Ge déformé en uniaxe [100]
III.2.3.4.2 Ge déformé en biaxe (100)
III.2.3.4.3 Comparaison aux mesures de l’absorption intervalence par la méthode pompesonde
III.2.4 Modélisation de la caractéristique laser de GeSn
III.3 Conclusion
Chapitre IV. Modèle de liaison forte de GeSn
Introduction
IV.1 Méthodologie
IV.1.1 Etapes de modélisation
IV.1.2 Modèle de liaison forte sp3d5s* et le champ de force de Keating
IV.2 Paramétrage du modèle de liaison forte pour Ge, Sn et Ge0.5Sn0.5
IV.3 Optimisation des positions atomiques et des paramètres de maille de GeSn
IV.4 Calcul de gap avec le modèle de liaison forte
IV.4.1 GeSn relaxé
IV.4.2 Calcul de gap pour GeSn sous déformation biaxiale (100) et uniaxiale
IV.5 Conclusion
Conclusion générale
