Morphologie de surface (images MEB)

n m) Mélange V Suivant (111) Suivant (200)

Figure III.26. La variation de la taille des cristallites suivant les plans (111) et (200) pour les couches minces PbS déposées a partir de différents mélanges V des précurseurs de Pb.

IV.1.3. Morphologie de surface (images MEB)

L’observation des surfaces des couches minces en microscope électronique à balayage permet la vérification de l’homogénéité des films, la forme des grains et des agrégats ainsi que l’analyse qualitative des couches.

Les images du MEB des films déposés avec différents mélanges V des précurseurs de Pb sont représentées sur la figure III.27.

D’après la figure III.27, la surface des films est désordonnée et dense. Les échantillons PbS des mélanges 0.2, 0.4, 0.6 et 0.8 ont une morphologie granulaire et quelque peu poreuse. Le mélange des deux mécanismes, ion par ion et cluster par cluster, par lequel ces films sont obtenus engendre de grands taux de croissance et épaisseurs (tableau III.3) ceci pourrait expliquer la densité, la non homogénéité et la présence d'agrégats en surface. Nous constatons, par contre, que l'échantillon PbS:0.5 est le plus compact et lisse avec de très petits agrégats en surface. Ce dernier film est obtenu, d'après nos précédentes conclusions, par la succession des deux mécanismes. Les particules qui se déposent ont probablement plus de temps, avec un faible taux de croissance (tableau III.3), de s'arranger pour former un film plus lisse et plus compact.

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Figure III.27. Les images MEB des couches minces PbS déposées a partir de différents mélanges V des précurseurs de Pb.

IV.1.4. Etude optique a. Transmittance

La figure III.28 représente les spectres de transmittance, pour les longueurs d'onde du domaine du visible et du proche infrarouge, des couches minces PbS préparées avec différents mélanges V des précurseurs de Pb. L'ensemble des couches minces présente une faible

PbS:0.2 _PbS:0.4

PbS:0.5

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transmittance dans le domaine du visible. Le facteur de transmittance dans le domaine infrarouge varie de 4 à 30%. Cette différence peut être expliquée par la variation des épaisseurs des couches déposées.

500 1000 1500 2000 2500 0 10 20 30 T ra n s mit ta n c e ( %) Longueur d'onde (nm) PbS:1 PbS:2 PbS:3 PbS:4 PbS:5

Figure III.28. Les Spectres de transmittance en fonction de la longueur d’onde des films PbS:V préparés avec différents mélanges de sources de Pb.

L'absorption maximale dans le domaine visible-proche infrarouge du spectre (figure III.28) témoigne de la nature nanocristalline des films [23]. Il est tout de même important de noter que l'absorption des couches PbS reste modérée d'autant plus pour les faibles épaisseurs. Les mesures de transmittance n'ayant pas subit de correction de réflectivité ne devraient pas être directement converties en absorption [17]. Les chalcogénures de plomb, le PbS en l'occurrence, ont de grands constants diélectriques (donc grand indice de réfraction et grande réflectivité) ce qui fait que le masquage des faibles absorptions par la réflexion est probable.

b. Gap optique et énergie d'Urbach

Les variations du gap optique et du désordre de nos échantillons en fonction du mélange V sont représentées dans la figure III.29. Le gap et l'énergie d'Urbach varient inversement l'un par rapport à l'autre. Ceci indique clairement que le gap dans nos films est contrôlé par le désordre. Le mélange des deux mécanismes de croissance, ion par ion et cluster par cluster, engendre un grand taux de croissance. Une vitesse de croissance élevée ne laisse pas assez de temps aux atomes de s'organiser et d'occuper les sites les plus stables. Ceci a pour

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conséquence l'apparition d'une grande densité de défauts dans la structure du film obtenu qui se traduit par un fort désordre au sein de son réseau.

Le gap des films résultants du mélange des précurseurs de Pb varie légèrement dans la gamme 0.65-0.81 eV et un désordre entre 0.23 et 0.38 eV.

1 2 3 4 5 0,60 0,65 0,70 0,75 0,80 0,85 E_g E_u Mélange V E^g ( e V ) 0,20 0,25 0,30 0,35 0,40 E u ( e V )

Figure III.29. La variation du gap optique et du désordre pour les films PbS préparés avec les différents mélanges V.

IV.1.5. Etude électrique

Les mesures de la résistance, en fonction dumélange V, ont été réalisées à l’obscurité sur des structures coplanaires, comme il a été mentionné dans le chapitre précédent.

Sur la figure III.30, pour calculer les énergies d'activation de nos films, nous avons rapporté les valeurs du logarithme des conductivités en fonction de l'inverse de la température de mesure qui a été variée de 3 à 43 ^o C. La conductivité électrique  des films est sensible à la température et augmente de façon continue indiquant la diminution de la résistance, comme il est connu chez les semiconducteurs. En effet, la libération des porteurs libres avec l'augmentation de la température réduit la résistance du semiconducteur.

La conductivité électrique de nos échantillons et de type p indépendamment du mélange utilisé (par Effet Seebeck).

101 3,2x10-3 3,4x10-3 3,6x10-3 1 2 3 4 ln (  ) 1/T(^oK) PbS: 0.2 PbS: 0.4 PbS: 0.5 PbS: 0.6 PbS: 0.8

Figure III.30. La variation du logarithme de la conductivité en fonction de l'inverse de la température pour les films PbS préparés avec les différents mélanges V.

`

Le même raisonnement que pour l'étude électrique des séries 1 et 2 est valable. La conductivité de nos films semble être contrôlée par les défauts de structure. Plus le taux de croissance est élevé plus il y a de défauts en sein des films. La conductivité de nos échantillons varie inversement avec le taux de croissance.

L'énergies d'activation varie à l'inverse de la conductivité électrique. En effet, la conductivité est reliée à son énergie d’activation Ea par la relation :

𝜎 = 𝜎₀. 𝑒𝑥𝑝 ^−𝐸𝑎

𝑘.𝑇 = 𝑞. 𝑝. 𝜇 (II.15)