Discussion

Il a été déterminé au cours de ce projet que les sites d’incorporation des atomes de bismuth dans les échantillons de GaAs1-xBix pseudomorphiques avec 0.25 ≤ x ≤ 5 % sont substitu- tionnels. Plusieurs questions restent toutefois en suspens au niveau de la concentration de défauts ponctuels dans nos échantillons, comparativement à ceux de la littérature, et de leurs impacts sur les propriétés du GaAs1-xBix.

Deux points principaux seront abordés. Premièrement, le choix des précurseurs d’arsenic du- rant la croissance constituant une différence majeure entre les échantillons de ce projet et ceux de la littérature, une discussion de leur impact potentiel sur l’incorporation de défauts ponctuels et sur les propriétés du GaAs1-xBix sera faite. Une autre distinction entre les ré- sultats de ce projet et ceux de la littérature est la différente variation en fréquence du mode LOGaAsen fonction de la proportion x de bismuth. L’impact attendu de la présence de défauts ponctuels dans le GaAs sur la fréquence de vibration de ce mode sera donc discuté.

Malgré une bonne qualité cristalline pour les échantillons de ce projet et ceux de Lewis, les propriétés obtenues pour nos alliages de GaAs1-xBix diffèrent. N’offrant pas, par exemple, la même augmentation du paramètre de maille pour une même concentration de bismuth, une différence structurale doit être présente entre nos échantillons.

Les échantillons de Lewis ont été crûs à l’aide de dimères As2, comme pour la majorité des échantillons de la littérature et en contraste avec les tétramères As4 utilisés lors de ce projet. Il a été prouvé que l’incorporation des atomes de bismuth se fait sur des sites subtitutionnels pour les échantillons de ce projet, ce qui n’a pas été prouvé pour les échantillons de Lewis et du reste de la littérature. En considérant un écart de aGaBi de 0.09 Å et en prenant

en compte que pour une concentration de bismuth fixe, un atome Bioct implique la perte d’un atome BiAs, les résultats DFT de ce projet quantifient la concentration de Bioct dans les échantillons de Lewis à 0.06 % par pourcent de BiAs pour expliquer l’écart entre nos résultats. Similairement, une concentration de lacunes d’arsenic Asv dans nos échantillons de 0.15 % par pour cent de BiAs expliquerait l’écart entre nos résultats. Ces concentrations sont trop faibles pour être détectées avec les méthodes de caractérisation utilisées au cours de ce projet, mais sont clairement suffisamment élevées pour induire des différences notables de propriétés.

La dynamique de croissance n’étant pas la même lorsque des dimères As2 ou des tétramères As4 sont utilisés, il est possible qu’un de ces précurseurs favorise l’incorporation de défauts ponctuels tels que les AsGa lors de la croissance. Il est difficile de comparer les paramètres de croissance entre les différents échantillons de GaAs1-xBix de la littérature étant donné que le

ratio de flux atomique est rarement donné. Des arguments qualitatifs par rapport aux faibles BEPR As/Ga durant les croissances sont souvent avancés afin de justifier l’absence d’antisites dans les échantillons. En se basant sur les études de Richards [44], on voit que notre ratio BEPR Ga:As4 de 3.1, qui correspond à un ratio de flux atomique de ≈ 1.62 tel que calculé à la section A, se situe au début du plateau de ratios de flux atomiques Ga:As permettant une incorporation maximale d’atomes de bismuth dans la couche. La majorité des croissances de Lewis semblent avoir été faites à l’aide d’un ratio de flux atomique As/Ga ≥ 1, ce qui les positionne près de la retombée du plateau de concentration maximale de bismuth. À ces ratios de flux atomiques, l’incorporation de bismuth semble donc inhibée par un flux trop élevé d’arsenic, qui pourrait potentiellement mener à une création d’antisites.

Une détermination plus précise des types de défauts présents dans nos échantillons ainsi que leurs concentrations relatives permettrait non seulement de mieux comprendre l’impact des précurseurs sur les mécanismes d’incorporation des défauts ponctuels, mais également d’éva- luer l’impact de ces défauts sur les propriétés structurales, vibrationnelles et optoélectroniques du GaAs1-xBix.

Tel que mentionné, il y a un écart considérable entre les résultats de ce projet et ceux de la littérature en ce qui a trait aux variations en fréquence ∆ωLO et ∆ωLO−alliage du mode

LOGaAs des échantillons de GaAs1-xBix. L’explication la plus probable pour expliquer cet écart est la présence de défauts ponctuels venant modifier l’environnement local des atomes. Gant et al. [70] ont trouvé qu’une concentration d’antisites AsGa entre 0.6 et 0.9 % dans le GaAs donne une réduction de la fréquence ∆ωLO du mode LOGaAs de 0.6 cm-1. Ces résultats permettent d’estimer entre 0.38 et 0.57 % la concentration d’antisites AsGa par pour cent de bismuth dans les échantillons de Steele. Similairement, les résultats Raman sur des couches de LT-GaAs par Lee et al. [67] estiment à 0.31 % par pour cent de bismuth la concentration de AsGa dans les échantillons de Steele. Ces concentrations sont significativement plus élevées que les concentrations d’antisites entre 0.05 et 0.078 % par pour cent de bismuth nécessaires afin d’expliquer l’écart entre les paramètres de maille extrapolés du GaBi, mais contribuent tout de même à diminuer la fréquence de vibration des modes LOGaAs, ce qui permettrait d’expliquer les plus grandes valeurs absolues de ∆ωLO et ∆ωLO−alliage obtenues par le reste

de la littérature.

Il a été détaillé par Burns et al. [98] par le biais d’études sur des substrats de GaAs bombardés par des ions que la présence de lacunes dans le GaAs a pour effet de réduire la fréquence de vibration du mode LOGaAs. Cette réduction de fréquence est due à la perte de liaisons induite par la lacune ainsi que par la réduction marquée de la fréquence de vibration des 4 atomes ayant perdu une liaison atomique avec chacun de leurs 3 autres atomes plus proches voisins.

Une concentration de lacunes Asv d’environ 0.3 % par pour cent de bismuth dans les échan- tillons de Steele et Joshya permettrait d’expliquer l’écart entre nos valeurs de ∆ωLO−alliage,

alors que nous avions avancé l’hypothèse d’une plus grande concentration de lacunes dans nos échantillons afin d’expliquer l’écart entre les valeurs de aGaBi de ce projet et ceux de la

littérature. La présence de lacunes dans nos échantillons ne permet donc pas d’expliquer la différence entre les propriétés de nos échantillons et ceux de la littérature, et il est plutôt probable que d’autres défauts ponctuels soient à l’origine de ces écarts.

Finalement, il peut être raisonné que la présence d’atomes de bismuth sur des sites interstitiels a également pour effet de réduire la fréquence de vibration des modes LOGaAs. En représentant les vibrations dans le GaAs1-xBixpar un modèle simple de ressorts, l’incorporation d’un atome de bismuth avec un numéro atomique Z approximativement 2.6 fois plus élevé que ceux du gallium et de l’arsenic a pour effet d’augmenter la masse réduite du système, et ainsi réduire la fréquence de vibration des liaisons. D’un autre côté, bien que l’atome interstitiel crée de fortes contraintes dans son environnement local, son effet à plus grande échelle est d’augmenter le paramètre de maille, et ainsi contribuer à diminuer la fréquence de vibration des liaisons dans le cristal. Tous les types de défauts considérés devraient donc contribuer à une diminution de la fréquence de vibration du mode LOGaAs dans le GaAs1-xBix. Ainsi, la différence de pente de ∆ωLO entre les résultats de ce projet et ceux de la littérature ne peut s’expliquer que par

une plus grande densité de défauts ponctuels dans les échantillons de la littérature.