Discussion

Afin de mieux comprendre les performances optoélectroniques, des mesures SIMS ont été effectuées sur un échantillon non recuit d’AlGaNAs avec ~5 % d’Al et 0.7 % de N. Les courbes obtenues sont illustrées dans la Figure 7.8. Dans un premier temps, on détecte la présence de N et d’Al dans les couches avec des concentrations respectives de 7×1019 atomes/cm-3 et de 5 %, ce qui est en accord avec nos calibrations. Par ailleurs, nous mesurons de fortes concentrations de C (2×1019 atomes/cm-3), de H (3×1019 atomes/cm-3) et d’O (1×1018 atomes/cm-3). Les profils de C et de H montrent une tendance similaire avec un facteur de ~2 entre eux, suggérant que le C et le H entrent ensemble dans la couche, peut-être sous forme de CHx (x entre 1 et 2). Les profils de N et d’O démontrent des tendances comparables, avec une légère diminution vers la surface. Ceci suggère que le N et O entrent aussi ensemble dans la couche et indiquer que l’O provient de la source de N, le DMHy. La concentration de Si dans la couche est identique à celle présente dans le buffer et dans le substrat, et donc négligeable.

Figure 7.7: Spectres PL d’échantillons d’AlGaNAs recuits crus avec (a) du TMA et (b) du DMEAA.

Les concentrations élevées de C et de H nous permettent d’expliquer les résultats d’Effet Hall décrits dans la section 7.1. Ainsi, avant le recuit, des complexes N-C et N-H-VGa, schématisés dans laFigure 7.9(a), sont présents dans nos couches. Les complexes

N-H-VGa et N-C créent un niveau profond dans la bande interdite (Figure 7.10). Ainsi, la

liaison pendante causée par la lacune de Ga génère un trou libre qui ne pourra pas se jumeler avec un électron, augmentant ainsi la densité d’accepteurs dans la couche. Cependant, la présence de défauts N-C va contrecarrer cet effet en piégeant les trous créés par les complexes N-H-VGa. Les complexes N-C donnent naissance à des défauts profonds,

plus près de la bande de valence que les défauts N-H-VGa.

AlGaNAs Buffer

GaAs Substrat GaAs

Figure 7.8: Mesures SIMS prises sur un échantillon d’AlGaNAs. La structure de l’échantillon est également représentée.

Le trou créé par le complexe N-H-VGa est alors piégé par le complexe N-C (Figure 7.10(a)). Figure 7.9: Schéma de la structure cristalline (a) avant recuit et (b) après recuit et séparation des complexes N-C et (c) après recuit et séparations des complexes N-C et N-H-VGa. Pour des raisons d’illustration, les deux défauts sont représentés dans deux

Après le recuit (Figure 7.9(b)) la densité de complexes N-C diminue. La densité de porteurs mesurée va augmenter par les effets combinés de la diminution de la densité de complexes N-C qui ne piègent plus les trous créés par les défauts N-H-VGa (Figure 7.10(b)) et

l’augmentation de la concentration de C substitutionnels, qui deviennent alors actif et participent au dopage de la couche. Si la densité de défaut N-H-VGa est également réduite

par le recuit (Figure 7.9(c)), le dopage de la couche sera plus faible que si elle reste constante [41,90,91]. Ces mesures démontrent également que le fort dopage causé par le C n’a pas pu être évité en changeant de source d’Al.

Comme nous l’avons vu dans la section 24, les défauts N-C agissent comme des centres de recombinaison radiative dans le GaNAs par CBE, donnant naissances à des pics de PL [70,82,94]. Le pic que nous mesurons à ~920 nm sur nos échantillons d’AlGaNAs par PL n’est pas influencé par le recuit (Figure 7.7), tandis que les mesures Effet Hall suggèrent que la densité de complexes N-C diminue après un recuit. Celui-ci ne peut ainsi pas être attribué à la présence de C. Il pourrait être dû à la présence d’O dans nos couches. En effet, un piège profond à trous lié à l’O a été détecté dans le GaNAs à ~EV+0.6 eV,

agissant comme des centres de recombinaison [195,196]. Ce piège a cependant été identifié comme étant un centre de recombinaison non-radiative [195]. De plus, le pic à 920 nm

E

E

N-C

N-H-VGa

Figure 7.10: Schéma de la structure de bande de l’AlGaNAs quand (a) un défaut N-H- VGa créé un trou qui se retrouve piégé par un défaut N-C et (b) il n’y a pas de défaut

N-C pour piégé le trou créé par le défaut N-H-VGa.

n’est pas observé dans le GaNAs, ni dans l’AlGaAs, quelle que soit la source d’Al utilisée. Il est donc causé par la présence d’Al, de N et d’O dans le cristal. Des causes possibles pourraient être la formation de complexes Al-O-N agissants comme des centres de recombinaison radiative.

7.5 Conclusion

En conclusion, nous avons étudié les propriétés électriques et optiques de l’AlGaNAs. La mobilité de l’AlGaNAs est plus faible que celle du GaNAs crû par CBE rapportée dans la littérature pour la même valeur de la bande interdite. De plus, après croissance, la densité de porteurs est très faible. Des mesures SIMS démontrent une contamination élevée de C, H, et O dans les couches, connue pour créer des défauts profonds dans les alliages nitrures dilués. Après le recuit, la densité de défauts liés au C et au H diminue, ce qui améliore la qualité de la couche. Une mobilité plus élevée est obtenue quand le DMEAA est utilisé comme source d’Al au lieu du TMA.

Les spectres PL des échantillons d’AlGaNAs démontrent un pic à ~920 nm qui ne se déplace pas quand la concentration de N varie et qui n’est pas influencé par le recuit. Une étude structurelle révèle une variation dans la concentration de N substitutionnels, ce qui n’est pas en accord avec les résultats PL. Ceci suggère que le pic est dû à un défaut radiatif dont nous ignorons encore la nature, mais qui pourrait être causé par la présence de complexes Al-O-N dans les couches, ou d’autres défauts liés à la présence d’Al, de O et de N dans le même alliage.

Les performances optoélectroniques des alliages AlGaNAs pourraient être améliorées. Il est important de réduire les contaminations en C, H et O. Plusieurs options sont possibles. Il faudrait optimiser les conditions de croissances, en réduisant le taux de croissance et en utilisant un flux modulé. Il faut cependant noter que la surface des échantillons mesurés ici est blanchâtre et rugueuse. Nous ignorons encore l’origine de ce phénomène, mais nous avons pu l’observer sur divers échantillons et différents alliages. Nous soupçonnons qu’il est dû à une contamination dans le réacteur. De plus, les sources d’Al utilisées ici ne sont pas idéales. La source de DMEAA est instable et pourrait être partiellement décomposée, tandis que le TMA induit une forte concentration de C. Je

suggère pour la suite de ce projet de refaire ces échantillons dans un réacteur propre, avec une autre source d’Al, ou par une autre méthode de croissance comme le MBE ou le MOCVD. Une étude DLTS serait également intéressante pour étudier les défauts présents dans l’AlGaNAs et identifier la nature du pic observé en PL.

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