Diagnostics spectroscopiques pour la caractérisation de semiconducteurs

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Submitted on 1 Jan 1984

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Diagnostics spectroscopiques pour la caractérisation de semiconducteurs

A. Goltzéne, B. Prévot, C. Schwab

To cite this version:

A. Goltzéne, B. Prévot, C. Schwab. Diagnostics spectroscopiques pour la caractérisation de semicon- ducteurs. Revue de Physique Appliquée, Société française de physique / EDP, 1984, 19 (8), pp.593-600.

�10.1051/rphysap:01984001908059300�. �jpa-00245227�

Diagnostics spectroscopiques pour la caractérisation de semiconducteurs (+)

A. Goltzéne, ^{B. Prévot et C. Schwab}

Laboratoire de Spectroscopie ^et d’Optique ^du Corps ^Solide (*), Université Louis Pasteur, 5,

^de l’Université, ⁶⁷⁰⁰⁰ Strasbourg, ^France

(Reçu ^le 29 février 1984, révisé le 19 avril, accepté ^{le 2 mai} 1984)

Résumé.

Résumant le problème ^{de la} caractérisation physico-chimique d’un semiconducteur

deux aspects essentiels des défauts localisés et de la perfection cristalline,

présentons ^diverses possibilités ^de diagnostics réservées par les deux techniques spectroscopiques que ^sont la résonance paramagnétique électronique ^{et la}

diffusion Raman spontanée. ^Nous

^donnons

illustration

relation

certains besoins

amont dans le domaine de l’élaboration et

aval dans celui de l’utilisation, ^tels qu’ils peuvent apparaître

des matériaux semiconducteurs à finalité industrielle.

Abstract

Restricting ^the problem ^{of the} physico-chemical characterization of

semiconductor to the main

topics of localized defects and lattice perfection, ^several diagnostic possibilities ^{of the two} spectroscopic techniques

of electron paramagnetic

^and spontaneous ^Raman scattering

^{shown. Both methods}

exemplified by

typical ^needs of crystal grower and

they may typically ^be expressed ^for industry ^{oriented materials.}

Classification Physics ^Abstracts

61.70

61.80

73.30

78.30

1. Introduction.

Le développement ^de technologies ^de plus ^en plus sophistiquées pour la réalisation des dispositifs ^semi-

conducteurs de la micro-électronique ^moderne impose

un développement parallèle ^des techniques ^d’évalua-

tion physico-chimique des matériaux concernés.

Dans un tel contexte, ^la caractérisation représente

un champ d’activité quasi illimité, justifiant ^{en elle-}

même la constitution d’un énorme arsenal de _moyens

et de méthodes d’investigation. ^{Toutefois en ce} domaine, la difficulté de communication

_que l’on peut essayer de traduire _par des antinomies telles que

fondamental-appliqué ^»,

physique-chimique ^»,

«

microscopique-macroscopique ^{», etc.}

^entre spé-

cialistes est fréquemment ^{une cause} limitative à la

compréhension ^des phénomènes.

La recherche de méthodes, ^{où l’on} s’impose ^la

contrainte d’une approche simultanément informa- tive ^vers l’amont et l’aval, ^{revêt alors un caractère} plus fondamental tout en réduisant le champ ^des

moyens expérimentaux.

(+) Conférence présentée à la réunion Franco-Italienne

sur

« La croissance et la caractérisation des semiconduc- teurs et des matériaux obtenus par croissance

solution » Santa Vittoria d’Alba (Italie), 8-9 novembre 1983.

(*) ^Associé

^{CNRS no 232.}

Dans la mesure où l’on peut résumer la caractéri- sation physico-chimique d’un semiconducteur

deux aspects essentiels des. défauts ponctuels ^{et de}

la perfection cristalline, ^nous donnons l’illustration d’une telle approche ^{par la mise en oeuvre de deux}

méthodes de diagnostic spectroscopique, ^{la réso-}

nance paramagnétique électronique (RPE) ^{et la dif-}

fusion Raman spontanée.

2. Diagnosties ^{par RPE.}

Une RPE s’observe lors de transitions entre deux sous-niveaux Zeeman électroniques [1]. ^{Si dans un} premier stade, ^on néglige ^{les moments} nucléaires, ^la fréquence de résonance _pour

champ magnétique

externe Ho dépend du facteur de Landé g ^ainsi que de l’éventuelle séparation ^à champ nul. Ces deux termes, ^{surtout le} second, ^sont fonction des orienta- tions relatives des ^axes de symétrie ^{du défaut} par rapport ^à Ho. L’effet d’un moment nucléaire sera

équivalent à celui d’un champ magnétique supplé-

mentaire. Il en résulte des séparations supplémen-

taires ^sur la fréquence de résonance dues aux noyaux

sur lesquels ^sont centrés les défauts (structure hyper- fine) ^ou

noyaux voisins (structure superhyperfine).

L’interprétation ^d’un spectre ^RPE fournit donc essentiellement des renseignements ^de nature ato-

mique ^{et de} symétrie locale, dont ^on _pourra dériver la nature chimique ^{et la} configuration électronique

Article published online by EDP Sciences and available at http://dx.doi.org/10.1051/rphysap:01984001908059300

594

d’un défaut localisé dès lors _que ce dernier se présente

dans

état paramagnétique.

La nature chimique de certains renseignements

fait _que cette méthode est bien adaptée pour ^une information dirigée ^{vers l’amont. Une} illustration

typique peut ^{en être donnée} par la mise en évidence des contaminations _par les métaux de transition

comme le Fe dans certains substrats semi-isolants GaAs (Fig. 1). ^{A la} dif’érence d’une méthode analy- tique chimique globale, ^{la RPE} permet ^de préciser

que le défaut se trouve dans un état 6SS/2’ soit l’état de charge ^{Fe3 + dans une} symétrie correspondant

défaut substitutionnel F3 +Ga ^[2].

Fig. ^1.

Exemple ^de spectre ^{RPE d’un} échantillon de GaAs : Cr mettant

évidence

forte contamination par le fer.

[Example ^{of an EPR} spectrum ^{of a GaAs : Cr} sample ^show- ing

high ^iron contamination.]

Un autre exemple ^montre la fourniture de rensei- gnements orientés ^vers l’aval. La figure ² indique ^la

corrélation entre la concentration entre centres CrGa

déterminée _par RPE en fonction de la concentration totale de donneurs mesurée électriquement pour dif- férents échantillons GaAs : Cr [3]. Elle illustre claire- ment le rôle de tampon ^rédox compensateur joué par le couple ^Cr2 +/Cr3 +, qui correspond ^{à un niveau} accepteur profond ^et justifie l’usage ^{du Cr comme} dopant pour l’élaboration des substrats semi-iso- lants [4].

Mais la RPE ne se limite _pas seulement à l’identifi- cation des défauts extrinsèques, comme nous venons

de l’illustrer par ^{les deux cas} précédents. ^{Elle est}

aussi

outil d’étude des défauts intrinsèques ^et

c’est probablement ^{en ce domaine} qu’elle joue ^un

rôle irremplaçable.

On sait combien il est difficile de déterminer _par

une technique analytique ^la stoechiométrie d’un

composé ^{à l’état solide. La} technique électrochimi- que [5] qui ^est vraisemblablement la mieux adaptée

à ce type ^de problème, ^s’avère inefficace dès lors _que les mobilités ioniques ^{ne sont} plus suffisantes. Pour

Fig. 2. - Corrélation entre la concentration de [Cr2 +]

déterminée par RPE et la concentration totale de donneurs profonds [EL2] ^{et de donneurs} légers

^excès [Np - NA],

mesurée électriquement. ^{La droite} correspond ^à [Cr2 +]

[EL2] ⁺ [ND - NA].

[EPR determined [Cr2 +] concentration

total

tration of deep ^donors [EL2] ^and

^{shallow donors} [ND - NA]. Dotted line corresponds ^to [Cr2 +] ~ [EL2] ⁺ [Nn - NA].]

la RPE, ^il s’agit formellement d’une détermination des teneurs éventuelles en défauts lacunaires et inter- stitiels et en conséquence, ^{cela ne} soulève pas de dif- ficulté de principe.

Mais on sait aussi qu’aux défauts natifs précédents

il faut ajouter ^{les défauts} d’antistructure, c’est-à-dire

ceux résultant d’un échange d’occupation ^{entre sites} cationiques ^et anioniques, ^{dès lors} que l’on traite de

composés. ^{Il est} clair que ^ce type ^{de défaut} échappera

à toute autre méthode _que la RPE. Il est probable

que ceci explique ^leur découverte tardive dans les

composés ^III-V, malgré ^les prévisions théoriques [6]

indiquant ^une énergie ^{de formation} favorable. Il est vrai que ^ces matériaux n’ont été étudiés _par cette

technique que depuis peu.

La figure ^{3 donne un} exemple ^de spectre ^{RPE de} l’antisite anionique As’+, ^obtenu par irradiation de GaAs non dopé ^{aux neutrons} rapides. ^Seul type d’antisite de GaAs ^connu à ce jour, ^{il a toutefois été}

mis en évidence _pour la première fois dans du matériau brut de croissance [7].

Il est intéressant d’étudier la génération ^de As’+

sous irradiation neutronique ^en raison de la similitude

de la cascade de déplacements atomiques qu’elle

Fig: ^3.

Spectre RPE d’un échantillon de GaAs semi- isolant

dopé ^irradié

^neutrons rapides. ^{La courbe}

continue représente ^la superposition ^d’un quadruplet ^de gaussiennes, relié à l’antisite As4+, ^{et d’un} _singulet ^lorentzien ajustés

^données expérimentales.

[EPR spectrum ^of

^{fast neutron} irradiated semi-insulating undoped ^GaAs sample. Solid line represents the superpo- sition of

quadruplet, ^{linked to the As4 + antisite and of}

a

lorentzian singlet ^{fitted to the} experimental data.]

provoque dans le réseau _par comparaison ^avec l’implantation ionique.

Une étude récente [8]

permis ^{de montrer} que l’antisite anionique dans GaAs irradié était corrélé de manière quantitative ^à

second défaut non encore identifié, ^mais également ^{de nature intrin-} sèque. L’analyse de la variation thermique ^des signaux

RPE correspondants, qui ^{est similaire dans le domaine}

de température 4,2 - ³⁰⁰ K, indique ^une forte relaxa- tion de réseau ^vers 100 K et suggère que les deux défauts sont associés dans un même complexe ^de

structure proche de celle de As" ^isolé [18].

Les défauts associés ^nous conduisent tout naturel- lement aux effets collectifs qui peuvent apparaître lorsque la concentration d’un type ^{de défaut} ponctuel augmente progressivement. Après ^un élargissement

des composantes ^du spectre dû à l’interaction mutuelle,

on observe une transition ^{vers un} spectre très diffé- rent correspondant ^{à la} délocalisation des porteurs de spin qui ^ne subissent alors plus qu’une perturba-

tion moyenne. Un spectre ^{de ce} type

^{été trouvé} dans GaAs; ^il s’agit de la raie isotrope X, ^{située à}

g ~ 2,002 ± 0,001, dont la largeur varie d’un échan- tillon à l’autre [9]. ^Ce comportement ^est analogue ^au

cas classique ^{de Si :} P, lorsqu’on augmente ^{la teneur}

en P. Dans le cas de GaAs, nous avons interprété ^le

spectre X par

modèle de liaisons pendantes ^en

interaction telles qu’on pourrait ^{les observer le} long

de lignes de dislocations _par exemple. Toutefois, ^il faut rester conscient _que l’absence des éléments habituels de la signature ^{RPE du} spectre ^{à faible}

densité de défauts peut rendre difficile une attribu- tion définitive.

L’activation électrique ^des dopants ^sous photo-

excitation est un autre mode collectif qui ^{se traduit}

par l’apparition d’une résonance cyclotronique [10], qui peut parfois s’observer dans les conditions de

mesure de la RPE. Elle s’observe d’autant plus ^facile-

ment que les porteurs ^{ont une} durée de vie longe,

comme c’est le cas par exemple des semi conducteurs élémentaires.

La RPE offre cependant d’autres voies _pour la détermination de paramètres physiques ^{obtenus habi-}

tuellement _par les méthodes de transport. ^Une pos- sibilité est la technique de Résonance Paramagnétique

Contrôlée Optiquement (ou ^{OCPR en} anglais) [11].

Dans cette technique, ^{on se cale sur le} signal ^de

RPE pendant que l’on induit des transitions optiques

à l’aide de deux faisceaux de lumière mônochroma-

tique simultanés. Le premier, pour lequel l’énergie

des photons h03BD1 Eg, correspond ^à

pompage bande à bande, ^{il induit une} population stationnaire

sur

tous les niveaux, dont le niveau piège ^{considéré P.}

Le second faisceau, d’énergie ^variable E2 = h03BD2 Eg,

"ne modifie sensiblement la population ^{sur le niveau P}

Fig. ^4.

Dépendance spectrale ^{de la} section efficace de capture optique ^du défaut associé Fe3 +-X dans AgGaS2,

déterminée par Résonance Paramagnétique ^Contrôlée Opti- quement.

[Spectral dependence ^of optical capture

^{section of}

Fe3 +-X associated defect in AgGaS2,

determined by

Optically Controlled Paramagnetic Resonance.]

596

que si h03BD2

Eo, ^l’énergie d’ionisation de P, ^en vertu des règles ^des probabilités de recombinaison. Une modélisation de ce système ^{montre alors} que l’on peut

dériver la section efficace de capture optique

relative et même absolue, par la mesure quantitative

des deux flux de photons incidents, moyennant certaines hypothèses simplificatrices.

D’un point ^{de vue} pratique, ^cette technique requiert

que soient réunies des conditions de photosensibilité

pour le défaut paramagnétique considéré. Il en

résulte qu’expérimentalement ^son application ^est plus

aisée dans le cas de matériaux à grande ^{bande inter-}

dite. Il faut _y voir la raison _pour laquelle ^{elle n’a} pas

encore été appliquée ^aux défauts identifiés du GaAs.

De ce fait, ^{nous en} donnerons l’illustration de ses

possibilités ^{sur le cas du} défaut associé Fe3 +-X dans le composé ^{à structure} chalcopyrite AgGaS2, qui

servi à la mise au point ^{de la méthode} [11]. ^A partir

de la dépendance spectrale de la section de capture

optique ^{de la} figure 4, ^on dérive successivement

l’énergie ^de photoionisation (0,70 eV), ^{la valeur de}

la section de capture (10-16 cm-2) ^ainsi que le taux de capture thermique (9

^10-3 s-1). ^{Associées aux}

données de la RPE sur le centre lui-même (nature,

concentration et configuration électronique), ^les poten- tialités des techniques couplées pour la caractérisa- tion d’un semiconducteur s’avèrent prometteuses.

3. Diagnostics ^{par diffusion Raman}

Le contrôle de la perfection cristalline est d’une

importance primordiale pour la mise

point ^de

certains procédés de fabrication de la micro-électro-

nique ^où l’implantation ionique ^{est mise en oeuvre.}

En efiet, ^{on sait} qu’un endommagement ^{du réseau}

cristallin est inévitablement associé à cette technique,

et dont l’ampleur ^est conditionnée principalement par la nature, l’énergie ^{et la dose d’ions} incrustés dans

un

substrat donné.

La possibilité d’effectuer ces implantations ^{à de}

faibles profondeurs ^{de la} surface, ^{en relation} avec l’évolution des dispositifs micro-électroniques ^{vers des}

dimensions submicroniques, suggère ^{le recours à des}

méthodes de caractérisation adaptées ^{à cette tendance.}

Le choix d’une technique optique, ^telle que la rétrodiffusion Raman spontanée, qui permet d’opérer

avec des longueurs d’onde dont l’énergie ^{se situe dans}

le domaine d’absorption électronique intrinsèque

d’un matériau, ^{offre à cet} égard ^{une méthode de} diagnostic particulièrement intéressante.

Dans le cas des structures cristallines de type sphalérite ^à laquelle appartiennent ^la plupart ^des semiconducteurs usuels, la théorie de cet effet est

bien comprise ^{de sorte} que le problème ^{central est}

celui de l’identification et du choix des signatures,

que l’on souhaite dériver des spectres expérimentaux.

Ayant ^{affaire à des} semiconducteurs, nous serons

amenés à considérer séparément ^{le cas du matériau}

isolant ou faiblement dopé ^et celui du matériau

conducteur, ^{car la nature} physique ^du couplage ^entre

le rayonnement ^{sonde et le matériau en sera} différente.

Rappelons que l’effet Raman spontané ^est

processus de diffusion inélastique de la lumière avec

participation ^de quasi-particules ^telles que phonons,

Fig. ^5.

Spectre ^Raman (1 er ^{et 2e} ordre) de GaAs. Les flèches indiquent ^les principales combinaisons de phonons ^atten- dues dans le spectre ^{du 2e} ordre.

[Référence ^Raman spectrum ^{of GaAs} (1 ^{st and 2nd} order). ^{The vertical}

give ^the positions ^{of the main} phonon combi-

nations expected in the 2nd order spectrum.]

plasmons, ^{etc. Il} peut faire intervenir une seule

particule (spectre ^{du 1 er} ordre) ^{ou deux} (spectre ^du

2e ordre), mais dans les deux cas il _y aura stricte

application des lois de conservation de l’énergie ^et

des moments pour

cristal parfait. Toutefois, ^ces

dernières pourront ^être partiellement ^{ou totalement}

relaxées selon le degré d’imperfection du cristal réel.

La figure ^{5 montre les} spectres ^{Raman du 1 er et} du 2e ordre, ^tels qu’on peut ^les obtenir avec du GaAs semi-isolant non dopé ^{de haute} qualité pour substrat

et qui ^{nous serviront} de référence. On _y distingue

les deux raies du premier ^ordre qui correspondent

aux modes optiques ^{de vibration} transverse (TO) ^et longitudinale (LO). ^{Leur écart} par rapport ^{à la raie} excitatrice fournit l’énergie ^{du mode} correspondant

au

centre de la zone de Brillouin. Leur largeur ^est directement reliée à la durée de vie du mode corres-

pondant ^{et donne une} indication de son extension

spatiale dans le cristal.

Dans une première approche, ^on peut ^{se limiter}

au spectre ^du premier ^ordre pour le choix des critères d’évaluation de la perfection cristalline, ^{de sorte} que l’on sera amené à considérer la position, ^la largeur ^et

l’intensité des modes TO et LO. Pour ce dernier

Fig. ^6.

Variations des énergies ^{des modes} couplés ^{L +}

and L-

fonction de la densité des porteurs ^libres (trous lourds) ^dans GaAs, ^calculées pour

⁴⁸⁸

[Energy dispersion ^{of the} coupled ^{modes L+ and L-}

function of the free carrier density (heavy holes) ^{in GaAs}

for ÂL

⁴⁸⁸ nm.]

paramètre, ^{il est commode} d’utiliser le rapport

R(TO/LO) des intensités des modes TO et LO en

raison de la difficulté expérimentale ^{de se référer à}

des intensités absolues _pour la mesure de la lumière diffusée.

Une analyse ^fine [12] ^montre que R(TO/LO) peut

se mettre sous la forme d’un produit ^de trois facteurs regroupant ^les paramètres pertinents relatifs à la

longueur ^d’onde d’excitation, ^{à la} configuration ^de

diffusion et ceux intrinsèques ^{au matériau.}

Il en découle une méthodologie expérimentale susceptible ^d’être adaptée ^{à toutes les conditions} pratiques, ^en particulier celles des plaquettes ^standard légèrement désorientées _par rapport ^{à une direction} cristallographique simple ^{en vue} de limiter les effets de canalisation lors de l’implantation ionique.

Dans le cas du matériau électriquement actif, ^la présence ^d’un plasma ^de porteurs ^{libres modifie} quelque peu l’interaction entre le rayonnement ^inci- dent et le cristal _par l’apparition ^{de modes} couplés LO-plasmon. ^La figure ^{6 montre} la variation en

énergie ^{de ces modes} couplés, ^{L + et} L -, ^{en fonction} de la densité de porteurs libres, ^en l’occurrence des trous lourds, ^en comparaison ^{avec les} énergies ^ini-

tiales des modes TO et LO et de la fréquence propre du plasma. ^Aux faibles concentrations de trous

libres, ^on mettra surtout en évidence les plasmons ^de

la branche supérieure ^{L +.} Un schéma similaire

été calculé _pour les électrons [13].

Diverses applications ^{de cet outil sont} possibles,

telles _que l’établissement d’une cartographie superfi-

cielle et en profondeur ^d’une plaquette, ^un problème typique de l’évaluation de l’homogénéité d’un traite- ment. Toutefois, ^nous préférons, ^{dans le contexte de}

cette réunion, ^en donner une illustration plus ^fonda-

mentale _par la présentation ^de quelques ^résultats

récents d’études des effets d’endommagement ^{et de}

Fig. ^7.

Spectre ^{Raman de} GaAs, ^avant a) ^et après b) implantation ^{d’ions B +} [10 keV - ^{1014 ions.} cm - Il.

[Raman ^{spectra of GaAs before} a) ^{and after} b) ^{B + ions}

implantation [10 keV - ^{1014 ions.} cm-2].]

598

guérison du réseau cristallin de GaAs en relation

avec diverses conditions d’implantation ionique.

Plusieurs types d’implants ^ont été étudiés. Certains, tels Se et Te, ^sont susceptibles ^{de donner}

^conduc-

tivité de type ^{n, d’autres comme} Be, ^une conductivité de type p alors _que d’autres _encore, comme B, ^sont réputés ^ne pas donner lieu à une activation électrique.

La figure 7 compare les spectres ^Raman d’un échan- tillon de GaAs semi-isolant avant et après ^une implan-

tation d’ions B+ [10 ^{keV, 1014 ions} cm-2]. Après l’implantation, ^{on note une} diminution des énergies

des modes TO et LO, ^ainsi qu’un élargissement ^des

raies correspondantes. ^La figure ^{8 résume ces effets}

en fonction de la dose d’implantation, ^{avec la varia-}

tion concomitante du rapport R(TO/LO).

Fig. ^8.

Evolutions de la largeur ^du pic ^{LO et} du rap- port R(TO/LO) ^{dans GaAs}

fonction de la dose d’implan-

tation d’ions B +.

[LO linewidth and R(TO/LO) variations of B+ implanted

GaAs

the dose parameter.]

Les dégâts produits par le bombardement ionique

peuvent endommager ^{la structure} cristalline _pro-

gressivement jusqu’à la constitution d’une région amorphisée. ^{Dans une telle} région, caractérisée _par l’absence de symétrie translationnelle, ^les règles ^de sélection sont relaxées entraînant une activation de la plupart ^des phonons du cristal : le spectre ^Raman

est alors l’image ^{de la densité} d’états de phonons ^du

1 er ordre.

Ceci peut ^se vérifier expérimentalement ^en adoptant

une configuration ^de diffusion interdisant simulta- nément l’apparition des modes TO et LO comme

représenté

^la figure ^{9. On} y compare l’allure du spectre ^Raman d’un échantillon irradié à une forte dose de Be+ [10 keV, ²

^{1014 ions} cm-2] ^avec

Fig. ^9.

Comparaison ^du spectre Raman de GaAs im-

planté ^Be+

représentation ^affine de la densité d’états de vibration à

phonon. ^Les principales singula-

rités sont marquées par des flèches verticales.

[Comparison between the Raman spectrum ^of Be+ im-

planted ^{GaAs with}

representation ^{of the}

phonon density ^{of states.} The vertical

indicate the main

singularities ^{and their} origins.]

représentation affine de la densité d’états à

phonon

calculée [14]. ^On remarquera la stricte correspon- dance entre les singularités ^{des deux courbes.}

Ce type ^d’études

^montré que l’endommagement

du réseau n’était _pas uniquement fonction de la dose totale d’irradiation, ^mais dépendait ^{des conditions}

exactes du courant d’ions et de la durée d’irradiation.

A titre d’exemple pour ^une fluence constante de 1015 ions Se cm-2,

flux d’ions élevé associé à une

durée d’irradiation moindre conduit à un taux de désordre inférieur à celui d’un flux faible combiné à

une durée plus longue [15]. Toutefois, les conditions

précises ^{de cette} autoguérison, probablement ^{liées à}

une élévation de température ^non contrôlée du

substrat, ^{restent encore mal connues.}

Inversement, ^{la diffusion Raman} permettra ^de suivre la guérison ^{du réseau} cristallin, ^{suite à un}

traitement thermique conventionnel ^ou par faisceau

d’énergie. ^{Ainsi la} figure ^{10 montre} l’étape ^{à 400,DC}

dans le cas d’une série de recuits thermiques ^isochrones

successifs d’un échantillon implanté ^Be+ [70 keV, 1015 ions cm-2]. ^Par comparaison ^{avec le} spectre

avant traitement thermique, ^{le retour} des valeurs des

paramètres

position ^et largeur

des raies TO et LO vers celles de l’échantillon de référence [voir Fig. 7] ^est spectaculaire déjà ^{à cette} étape ^{du recuit.}

On notera également ^la diminution marquée ^des

structures sous-jacentes dues à la densité d’états du 1 er ordre.

Aux températures ^{de recuit} plus élevées, ^on pourra éventuellement observer l’activation électrique ^des

ions implantés par l’apparition ^{de modes collectifs}

de plasmon.

Fig. ^10.

Comparaison ^des spectres ^{Raman de GaAs}

après implantation ^Be+ (a) ^et après l’étape de recuit à 400°C (b).

[Comparison between Raman spectra of as-implanted Be+ : GaAs (a) and after the 400 °C annealing step (b).]

La figure ^{11 décrit une situation} particulière ^{où le}

choix de diverses configurations ^{de diffusion sur un}

même échantillon permet successivement l’apparition

soit des modes TO

LO seuls, soit des deux simul- tanément. Le retour de la position ^{et de la} largeur ^du

mode TO aux valeurs initiales atteste indiscutable- blement de la guérison cristalline, ^en apparente contradiction ^avec l’existence d’un mode LO élargi.

En réalité, ^la localisation de ce dernier à une énergie légèrement supérieure à celle du mode LO du cristal de référence ainsi qu’un profil asymétrique suggèrent

Fig. ^11.

Spectres Raman de GaAs implanté ^Be+ après l’étape de recuit à 700 OC. Les trois configurations présen-

tées permettent l’observation séparée

simultanée des modes TO et LO.

[Raman spectra of Be+ implanted GaAs after the 700 °C

annealing step. The three experimental configurations

allow the separate

the simultaneous observations of the TO and LO modes.]

que ^ce dernier est une superposition d’un mode LO pur ^et d’un mode couplé LO-plasmon.

L’ajustage mathématique [Fig.12] permet ^{de confir-}

mer

cette hypothèse ^et de déterminer quantitative-

ment les contributions relatives des modes LO non

écranté et LO couplé. L’énergie ^{de ce dernier est}

directement reliée à la densité moyenne de porteurs libres dans la zone électriquement ^active explorée

par le rayonnement ^{incident La} présence ^{du mode}

LO non écranté prend ^son origine dans l’existence d’une zone désertée superficielle due à la charge d’espace.

Fig. ^12.

Décomposition

courbes Lorentziennes du spectre Raman de GaAs implanté ^Be+ après

^{recuit à}

700 °C. La courbe résultante (tirets) est à comparer

les points expérimentaux (cercles).

[Decomposition into Lorentzian

of the Raman spectrum of Be+ implanted GaAs after the 700 °C annealing step. ^The resulting ^dashed

^{is to be} compared ^with

the experimental ^data (circles).]

Une application immédiate de cette méthode est la détermination de la température ^{ou de} l’énergie

d’activation électrique ^{de l’ion} implanté. ^{A cet} égard,

cette méthode présente l’avantage ^{de ne} pas nécessiter la prise ^{de contacts} électriques.

En outre, des études corrélatives d’ellipsométrie spectroscopique ^sur les mêmes échantillons ont montré que la diffusion Raman pouvait apporter ^un support microscopique ^{à la} modélisation macroscopique requise par ^cette technique, apportant ^{ainsi une} valorisation directe aux qualités propres de sensibilité et de rapidité ^de cette autre technique optique [16].

4. Conclusion.

Dans cet exposé, nous avons essayé de situer chacune

des deux méthodes spectroscopiques que ^sont la

résonance paramagnétique électronique ^{et la diffusion}

600

Raman dans le contexte particulier de la caractérisa- tion physico-chimique ^d’un semiconducteur.

Alors _que la première ^{méthode est bien} adaptée ^à

l’étude des défauts localisés, intrinsèques ^{ou extrin-} sèques, la seconde s’avère adéquate pour l’évaluation de la perfection cristalline. Toutefois, les deux outils sont suffisamment flexibles _pour permettre la néces- saire soudure entre les exigences posées par l’amont et l’aval, ^soit l’élaboration et l’utilisation du même matériau.

Nous en avons fourni quelques illustrations, typi-

ques de leur emploi dans la caractérisation du GaAs,

en

relation avec certains problèmes récents du substrat semi-isolant et de l’implantation ionique. L’expé-

rience

montré _que la RPE est bien applicable ^{à ce}

matériau contrairement à certaines prévisions [17];

par ailleurs, ^la possibilité de déterminer l’activation

électrique par effet Raman, ^{avec son} avantage d’une absence de contact,

^sans doute été insuffisamment

prise ^en considération. Ces deux techniques ^condui-

sent à de puissantes ^méthodes d’investigation ^non

destructives.

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