HAL Id: jpa-00243802
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Diagramme de phases et croissance par épitaxie en
phase liquide du GaxIn1-xSb
A. Joullié, R. Dedies, Joël Chevrier, G. Bougnot
To cite this version:
DIAGRAMME
DE
PHASES ET
CROISSANCE
PAR
ÉPITAXIE
(*)
EN
PHASE
LIQUIDE
DU
GaxIn1-xSb
A.
JOULLIE,
R.
DEDIES,
J. CHEVRIER et G. BOUGNOTCentre d’Etudes
d’Electronique
des SolidesUniversité des Sciences et
Techniques
duLanguedoc,
place Eugène-Bataillon,
34060Montpellier,
France(Reçu
le 14 mai1973,
révisé le 17septembre 1973)
Résumé. 2014 Un
diagramme
dephase précis
dans larégion
riche en indium du système ternaire Ga-In-Sb a été établi. Lespoints
duliquidus
ont été obtenus paranalyse thermique
différentielled’échantillons de
composition
déterminée. Lespoints
du solidus résultent de la mesure de laconcen-tration en
gallium
de cristaux ternairesépitaxiés
àpartir
deliquides
riches en indium. Lesiso-thermes du
liquidus
et les courbes solidus ont été calculés sur le modèle des solutionsrégulières.
En
ajustant
certainsparamètres
thermodynamiques,
l’accord obtenu avec lespoints expérimentaux
est excellent côté indium du
diagramme
ternaire. Des couches de GaxIn1-xSb de 0 ~ x ~0,92
ont étéépitaxiées
sur substrats d’InSb orientés[111]
dans la gamme de températures 400-300 °C.L’homogénéité
et les autrescaractéristiques
de ces couches ont été examinées.Quelques
résultatsde mesures
électriques
sont fournis. Abstract. 2014 An accurateternary
phase diagram
in the In richregion
of the Ga-In-Sb systemhas been established. The
liquidus
data were obtained from DTA measurements onsamples
ofpredetermined composition.
The solidus data were foundby measuring
the Ga concentration ofcrystals
grown from In rich solutionsby liquid phase epitaxy. Liquidus
isotherms and solidus lineswere calculated
using
aregular
solution model.By fitting
somethermodynamical
parameters,good
agreement withexperimental points
were obtained. GaxIn1-xSbepitaxial layers
with 0 ~ x ~ 0.92were grown on
[111 ]
InSb substrates in the temperature range of 400 °C-300 °C.Homogeneity
and other
layer
characteristics were examined. Some electrical measurements werereported.
PHYSIQUE APPLIQUÉE 9, 1974,
Classification
Physics Abstracts 9.114
1. Introduction. - La solution solide de
substi-tution
GaxIn1-xSb
estsusceptible
dans unlarge
domaine de
compositions,
d’être lesiège
d’oscillations de courant par effetGunn,
avec un seuil dedéclen-chement inférieur à celui du GaAs et un meilleur
rendement
[1].
Ellepeut
encore osciller selon unmécanisme de transfert d’électrons à trois niveaux
[2].
Lespropriétés
fondamentales de ce matériau ontété déterminées sur des échantillons
polycristallins
obtenus parBridgman [3], [4], [5]
ou zoneleveling
[6], [7].
Les
techniques
de cristallisation en solutionparais-sent
plus adaptées
pour assurer une meilleurequalité
cristalline. Ainsi Hamaker
[8]
a monocristallisé desalliages
de concentration engallium x
0,54
par une méthode de fusion de zone enprésence
d’ungradient
detempératures
(TGZM).
De même Plas-kett et Woods[7]
et récemmentAntypas [9],
ont(*) Ce travail a. été réalisé grâce à la Convention DGRST
n° 72.7.0438.
cristallisé par
épitaxie
enphase liquide
sur substrats deGaSb,
duGaxInl-xSb
riche en GaSb. Les pre-miers auteurs ont faitapparaître
les difficultés demouillage
entre le substrat et la solution à destempé-ratures 400 OC.
Antypas
a monocristallisé à 500 OCdes couches de
GaxIn1-xSb
dans la gamme de concen-tration0,88
x 1.La connaissance
précise
dudiagramme d’équilibre
ternaire dusystème
Ga-In-Sb estindispensable
pourle contrôle de la croissance par
épitaxie
enphase
liquide.
Lediagramme
calculé par Blom et Plas-kett[10]
avec le modèle des solutionsrégulières
donne unereprésentation
satisfaisante deséquilibres
liquide-solide
dans unlarge
domaine decompositions.
Cependant
un désaccordapparaît
surl’isotherme
500 OC du solidus avec les résultats obtenus parAntypas [9],
ainsi que dans le domaine des solutionsriches en
indium,
avec nos proprespoints
expéri-mentaux. Ces derniers résultent de mesures de
tem-pératures liquidus
parAnalyse
Thermique
Diffé-rentielle,
etd’analyses
de lacomposition
de couches cristallisées parépitaxie
enphase
liquide,
à l’aide456
d’une microsonde de
Castaing.
Tout en conservantle modèle des solutions
régulières,
mais en modifiant sensiblement la valeur de certainsparamètres
ther-modynamiques,
il nous a étépossible d’ajuster,
surles
points liquidus
et solidusexpérimentaux,
undia-gramme de
phase théorique.
Nous avons
élaboré,
parépitaxie
enphase liquide
sur substrat InSb orienté[111],
des couches deGaxIn1-xSb présentant
delarges
zonesmonocris-tallines dans la gamme
0 x
0,92.
Des couchesentièrement monocristallines et
homogènes
en compo-sition ont été obtenuespour x
0,59.
L’étude des
propriétés électriques
a étéessentiel-lement réalisée avec les solutions solides riches en
gallium qui
constituent le domainethéorique optimal
pour l’observation de l’effet Gunn
[1].
2. Procédure
expérimentale.
- 2.1 DÉTERMINATION DU LIQUIDUS. - Desexpériences d’analyse
thermique
différentielle,
similaires à celles décrites par ailleurs[11 ],
[12], [13],
ontpermis
depréciser quelques points
duliquidus.
Dans un bloc de
graphite placé
à l’intérieur d’unfour à résistance sont
logées
deuxampoules
enquartz
scellées sous vide contenant l’une 2 g d’alumine en
poudre (référence),
l’autre 2 g de solution. Celle-ciest constituée par les éléments
(6N)
indium etgallium
et le binaire InSb.
Chaque ampoule présente
unlogement profond
pourthermocouple.
L’écart entre les deux différences depotentiel
dechaque
thermo-couple
estamplifié
etenregistré
ainsi que latempéra-ture. Le
cycle
detempératures
est le suivant : montéerapide
jusqu’à
unetempérature
supérieure
d’aumoins 50 °C à celle du
liquidus supposé.
Maintien isotherme 4 h. Descente linéaire à la vitesse de90 °C/h:
Montée linéaire à la même vitesse.La
précision
sur la valeur absolue de la mesure detempérature
a été déterminée avec des étalons de zincet de
plomb
depureté
5N. Des mesures effectuées dans les mêmes conditions que le ternaire ont fourniTFzinc
= 420 ± 1°C
pour
TF
=419,5
°C [42]
TFpb = 328 ± 1°C
pourT F =
327,4 °C
[42] .
Le
début de la transformationliquide
solide estclairement
précisé
surl’enregistrement (Fig. 1).
Ledécrochement est lié à
l’apparition
dupremier
cristal.La
température
Tc correspondante
estreproductible
à ±
4 °C,
ainsi que le montre une série derépétitions
ducycle
detempératures
sur desampoules identiques.
Latempérature
7p
de fin de dissolution dumatériau au cours du second
chauffage
estfaible-ment
marquée
et nettementsupérieure
àTc
(jus-qu’à
+50 °C).
Cettetempérature
n’est passignifi-cative car d’une
part,
le matériau initialementsolidifié à
90 °C/h
n’est pashomogène,
d’autrepart,
les faibles valeurs des vitesses de diffusion dans le
liquide
auxtempératures
utilisées ont trèscertaine-ment pour effet un
important
retard à la dissolution.FIG. 1. -
Enregistrement typique d’une ATD.
La
présence
d’unpic
au cours du refroidissementa
déjà
été observée sur d’autrescomposés
ternaires. Cephénomène
a été attribué à la surfusion. Avec lesystème
Ga-Al-P,
la surfusion a été évaluée à 10-15 °C[43].
Il semble que dans notre cas elle soitbeaucoup plus
faible. Eneffet,
lespoints
expérimen-taux liés au binaire
In-Sb,
sont en excellent accord avec les résultats de Hall[39]
et Liu et Peretti[40]
(Fig. 4),
en choisissantTc
commetempérature
liquidus.
Par ailleurs une diminution de la vitesse derefroidis-sement
(jusqu’à v
= 30°C/h)
au cours d’uncycle
réduit fortement la hauteur du
pic
sans que la valeur deTc
soit modifiée deplus
de 4 °C.(Pour
v 30°C/h
l’apparition
de laphase
solide est difficilement lisible surl’enregistrement.)
Nous nous sommes par
conséquent
fixés commetempérature liquidus
duGa-In-Sb,
latempérature
de décrochementTc.
Les résultats pour diversescompo-sitions de la solution sont
représentés figure
2.FIG. 2. -
Comparaison des courbes calculées
TL
= f(XGa)
àXLSB
constant avec les résultats expérimentaux.2.2 EPITAXIE EN PHASE LIQUIDE. - 2.2.1
Appareil-lage d’épitaxie
enphase liquide.
- Sur leprincipe
de mise en contact substrat-solution soitpar basculement
[14],
soit pardéplacement
de tiroir[15],
deuxDans le
premier ensemble,
liquide
et substrats sontdans une boîte en
quartz
mobile dans une enceinteégalement
enquartz
placée
dans un four à résistance. La rotation de la boîte autour de l’axe de révolutiondu
système
assure la mise en contact duliquide
et dessubstrats. Une
fenêtre, placée
dans lecalorifuge
dufour,
permet
l’observation.Dans le second
ensemble,
schématiséfigure
3,
solutions et substrats sont
séparés
à l’intérieur d’uncreuset en
graphite
par uneplaque
dequartz
(tirette).
Le retrait de cette
plaque
provoque le contact.FIG. 3. -
Appareillage pour EPL. Système à tiroir.
Dans les deux cas, les
opérations
s’effectuent soushydrogène
N55(1
1/h).
La solution est constituée parles éléments
In,
Ga depureté
6N et le binaire InSb obtenu par fusion de zone. Les substrats d’InSb ontété monocristallisés par
tirage Czochralsky
selon la direction[111].
Après
basculement(ou
retrait de latirette)
àtempérature
liquidus,
latempérature
estabaissée linéairement à 10
°C/h, 40 °C/h
ou120 OC/h.
Dans le but d’obtenir desdépôts
épais (quelques
centaines de
microns),
un basculement en sens inverse n’estgénéralement
pas réalisé.2.2.2
Propriétés
des couchesépitaxiées.
Morpho-logie.
- Des couches deGaxInl-xSb
decomposition
0 x
0,92
ont étéépitaxiées
sur substrats InSb orienté[111]
]
facesA(In)
ouB(Sb).
Leurépaisseur
varie de50 Il
à 400 03BC.Lorsque x
>0,59
le solide obtenu estpolycristallin (constitué
leplus
souvent decouches
superposées
de 20 à30 Il d’épaisseur).
Lemouillage
duliquide
sur lesubstrat,
très difficileà réaliser avec le GaSb
[7],
ne pose pas deproblème
avec les substratsd’InSb,
sauf à très bassetempé-rature
(T ~
300,OC).
La
morphologie
des couches est variable. Onobserve soit des surfaces
lisses,
soit delarges
ondula-tions,
soit desfigures
de croissancegrossièrement
pyramidales.
Lepremier
type
correspond
généralement
à une croissance correcte ; le second est attribué aumécanisme de surfusion constitutionnelle
[29],
[30] ;
le dernier
type
est souvent le résultat d’une croissancepolycristalline..
Des inclusions d’indium sont
présentes
dans lesdépôts, particulièrement
dans lesdépôts épais
obte-nus àgrande
vitesse de refroidissement(120 OC/h).
Ce
phénomène
résulte très certainement du processus de surfusion constitutionnellequi
s’établit d’autantplus
rapidement qu’il
n’y
a pas degradient thermique
dans la solution
liquide.
Après
la mise en contactsolution-substrat,
aucun réchauffement(ou palier
detempérature)
n’estprati-qué.
Dans le cascontraire,
l’interface n’est pasplan,
et de nombreuses inclusions de solvant sont
logées
dans les
premières
couchesdéposées.
Ce résultat est attribué à une excessive dissolution du substrat
d’InSb,
dès que latempérature
devientsupérieure
à latempérature
liquidus.
Les meilleures couches de
GaxInl-xSb
ont été obtenues pour x0,59
sur InSbparfaitement orienté,
après
basculement àtempérature
voisine duliquidus
(Fig. 9).
2.2.3
Homogénéité
des couchesépitaxiées.
- Lesprofils
decomposition
dans la direction de croissanceont été
précisés
à l’aide d’une microsondeélectronique
deCastaing.
Al’exception
desdépôts
riches engallium
(x
>0,59),
où la concentration xGa croît àpartir
del’interface,
les couchesépitaxiées présentent
unprofil
de concentration engallium plat
à + 1% atomique
absolu(Fig.
9,
10).
Ce résultat est àrapprocher
de celui obtenu parAntypas [9],
sur germe GaSb.2.2.4
Propriétés électriques.
- Les couchesépi-taxiées sont formées sur des substrats InSb de conduc-tivité
élevée,
aussi est-il nécessaire de lesséparer
de lapastille
support.
Cetteopération
s’effectuemécani-quement.
Le nombre deporteurs
et la mobilité des cristaux deGaxIn1-xSb
ont été déterminés par mesuredu coefficient de Hall et de la
résistivité ;
les résultatsà 300 K sont
reportés
tableau III(où figurent également
les valeurs
caractéristiques
du GaSbpur).
Ces dernierssont peu modifiés à 77 K.
La solution solide
GaxIn1-xSb
obtenue parcrois-sance à
partir
du bain fonduprésente
unchangement
de
type
de conductivité(n-p)
auvoisinage
de x =0,50
[5], [7] .
Les couches
épitaxiées
par Plaskett[7]
sur GaSbétaient de
type
p. Le fait que nosdépôts
soient detype
n dans la gamme des solutions solides riches engallium
est extrêmement intéressant pour l’effetGunn ;
en
effet,
la gamme decompositions
idéale pour l’obser-vation des oscillations de Gunn est voisine dex =
0,70
[1].
Des « diodes » Gunn ont été
préparées
àpartir
des couchesépitaxiées
riches en GaSb. Ces échantillonsprésentent
unecaractéristique
courant-tension linéairejusqu’à
2kV/cm,
alors que lesphénomènes
d’instabi-lité
apparaissent
sur ce matériau àpartir
d’un seuil dechamp
voisin de 800V/cm [1].
Bien que le matériaupossède
une conductivité detype
n, la densité deporteurs
estprobablement
trop
élevée,
et la mobilitétrop
faible,
pourpermettre
la mise en évidence des458
2.3 DÉTERMINATION DU SOLIDUS - La
composition
des couches de
GaxIn1-xSb épitaxiées
à10 °C/h
et40 °C/h
a été déterminée paranalyse
des raiesKai,
dugallium
etLa1,
de l’indium et de l’antimoine. Lesvariations de
composition
de cesdépôts
lelong
del’axe de croissance ont été mesurées. D’une manière
générale,
elles n’excèdent pas 1% atomique
absolusur les 50
premiers
microns,
cequi correspond
à lasensibilité de la sonde. La
composition
moyenne de cespremières
couchesépitaxiées
a été fixée commecomposition’
solidus. Les résultats sontexposés
tableau I.
TABLEAU 1
Composition
des couches deGaxIn1-xSb épitaxiées
enphase liquide
3. Calcul du
diagramme
dephases.
- 3.1 MODÈLEDES SOLUTIONS PSEUDO-RÉGULIÈRES - Les
diagrammes
de,phases
descomposés
ternaires dutype
III-V ont été calculés[10], [12], [16]
à[20]
àpartir
del’équilibre
thermodynamique
entre une solution solidepseudo-binaire AB-AC et un
liquide
ternaireA, B,
C.L’équilibre
considérés’exprime
par les relationsles indices
supérieurs
L et Sprécisent
qu’on
considèrela
grandeur qu’ils
affectent dans laphase liquide
ousolide.
Il se traduit
thermodynamiquement
pardG
s’exprime
par la relationoù l’indice k
représente
lesphases
enprésence
etoù l’indice r
représente
les constituants.A T et P
constantes,
cetteexpression
se réduit àoù pi
représente
lepotentiel chimique
du constituant rdans la
phase
k.Les relations
d’équilibre
s’écrivent immédiatementavec comme restrictions sur les fractions molaires
Le
potentiel
chimique
d’un constituant i dansla solution
s’exprime
en fonction du coefficientd’activité y; de ce constituant dans la solution par la relation :
Ainsi les
potentiels chimiques
dans laphase liquide
s’écrivent :où i =
A, B,
C etpk°
représente
lepotentiel chimique
du constituant i pur à l’étatliquide.
De même les
potentiels chimiques
dans laphase
solide
où j
=AB,
AC et03BCsoj
représente
lepotentiel chimique
du
constituant j
pur à l’état solide.En considérant un
cycle
fictif(consistant
à chauffer le constituant solided’une
température
Tjusqu’à
sonpoint
de fusionTFj,
à fondre le solide àTFj
constant,puis
à refroidir leliquide
deTI
àT)
Vieland[23]
a montré que03BCSoAC
s’exprime
d’une manièreanalogue.
4b
pkj£)
représente
lepotentiel
chimique
de A(ou
B)
dans un
liquide
à concentrationst0153chiométrique
AB03BCL,ABA(B) =
03BCLoA(B)
+ RT In0,5
+ RT In03B3L,ABA(B).
2022
0394SFAB
etTAB
représentent
l’entropie
et lepoint
defusion du constituant AB pur.
0
A.Cp
représente
la différence de chaleurmassique
entre le solide et le
liquide.
En
négligeant
le terme enLBCp,
leséq. (la)
et(1b)
ln
In
Dans la solution
(solide
ouliquide) chaque
atome est entouré d’un même nombre Z de voisinsimmé-diats. La réaction de
mélange
consiste en lasubstitu-tion de certains atomes par d’autres atomes de nature
différente.
L’énergie
d’interactionWAB
ouénergie
deformation de deux
paires
AB auxdépens
depaires
AAet BB
s’exprime
par :8ij
représentant l’énergie
d’une liaisonij.
Le
changement
de nature despaires
provoque les variationsd’enthalpie
etd’entropie
dusystème.
Lemodèle
quasi chimique
deGùggenhéim
[21]
]
supposeque le nombre de coordination est
identique
pourchaque
atome,
mais le nombre depaires
XAB
estpondéré
enénergie
selon une loianalogue
à une loid’action de masse
L’approximation
zéro des solutionsrégulières
[22]
consiste à
négliger
l’effet d’ordre dans le calcul dunombre de
paires
( WAB
=0). XAB
devientpropor-tionnel au
produit
XA XB,
ainsi quel’enthalpie
demélange :
AHm = WAB
XA XB
+WAC
XA XC + WBC XB XC
l’entropie
demélange
est idéale :et les coefficients d’activité sont fonction
quadratique
des
concentrationsLes
énergies
dutype
YY,AB
sont calculées àpartir
duliquidus
T - X dusystème
binaire A-B utilisantl’expression
de Vieland[23]
Cependant,
afin d’assurer une meilleuredescription
des
systèmes
binaires etternaires,
il convient souventde supposer
WAB
fonction linéaire de latempéra-ture
[24],
[16].
Onpeut
montrer que cettehypothèse
ne modifie pas
l’éq. (4) [25].
Une fois déterminés les
paramètres
d’interaction,
il suffit d’introduire leséq. (3)
dans leséquations
(2a)
et
(2b) qui
peuvent
alors être résolues avec unecalculatrice.
3.2 DÉTERMINATION DES PARAMÈTRES - Le cas du
ternaire Ga-In-Sb
correspond
à Ga =B,
In =C,
Sb = A.
Les
températures
de fusion sont extraites de la littérature[26]
TFGaSb
= 985K,
TFInSb
= 798 K.FIG. 4. - Liquidus des systèmes Ga-Sb et In-Sb.
Les
liquidus
desdiagrammes
dephases
binairesGaSb et InSb
(Fig. 4)
sont correctementreprésentés
par la loi
(4)
avec0394SFInSb
=14,81
eu/mole ; Wnsb -
8 000 - 20 Tet
0394SFGaSb
=17,6
eu/mole ; WGaSb
= 5 990 -8,23
T .Les
paramètres WGa-In
etWGaSb-InSb supposés
cons-tants ont été déterminés de
façon
à ce que leliquidus
T = f(XLGa)
calculé avecXS
= 0,10
viennes’ajuster
sur la courbeexpérimentale
obtenue par ATD(Fig. 2).
Les
énergies
d’interaction ainsi calculées sont460
Le solidus
correspondant
s’accordant defaçon
conve-nable avec nospoints expérimentaux (Fig. 5),
le calcul dudiagramme
d’équilibre
a été réalisé sur la base de cesparamètres, représentés
tableau II.FIG. 5. -
Composition du cristal en fonction de la
concen-tration en Ga de la solution. Les lignes continues sont calculées
avec
Sb
= constant. En pointillés : la courbe joignant nospoints expérimentaux correspondant à
xkb
= 0,100.3.3 RÉSULTATS. - Le
diagramme
ternaire obtenuest
représenté figure
6. Les isothermes duliquidus
sonten excellent accord avec les
points expérimentaux
deAntypas,
ceux de Blom(obtenus
par détermination dela
composition
de solutions saturées àtempérature
fixée),
ainsiqu’avec
nos propres mesuresd’analyse
thermique
différentielle(déduites
des courbesexpéri-mentales tracées
figure 2).
FIG. 6. - Isothermes du liquidus du
système Ga-In-Sb.
Les courbes
représentées figure
5 fournissent lacomposition
du solide enéquilibre
avec unliquide
dont la
composition
varie àX b
constant.L’accord avec les
points expérimentaux,
pourXLSb
=0,10
est bonjusqu’à
XLGa
=0,17.
Pour lesvaleurs
supérieures,
la concentration engallium
descouches solidifiées par EPL est
plus importante
quecelle
prévue
par le calcul.Ces courbes montrent
qu’il
estpossible
dedéposer
une solution solideGaxIn1-xSb pratiquement
danstoute la gamme de
compositions
àpartir
de solutionsliquides
très riches en indium. Ce domaineparticu-lièrement utile en
épitaxie liquide,
est détailléfigure
7. Apartir
dudiagramme
ternaire il estpossible
deprévoir
les variations decomposition
duGaxIn1-xSb
épitaxié
en fonction de laquantité
du soluté solidifié. Les courbes de lafigure
11précisent
entre 400 °C et300
OC,
l’évolution de la concentration X engallium,
pour diversescompositions
initiales de la solutionternaire,
en fonction dupourcentage
de soluté solidifié(S %/L
%).
Ces courbes ont été calculées ensupposant
TABLEAU IIFm. 7. -
Diagramme de phases du Gaxlnl-xSb. Domaine des solutions riches en indium.
que la solution
liquide
restetoujours
enéquilibre
thermodynamique
avec la solution solide au cours durefroidissement
(cette hypothèse
supposequ’il
existeune diffusion suffisamment
rapide
dans leliquide
aussi bien que dans lesolide).
Elles sont confirméespar nos résultats
expérimentaux
pour x0,59.
Ces courbespeuvent
fixer apriori
les conditions d’unecroissance
homogène
(XSGa
=Cte),
cequi
est d’ungrand
intérêt dans l’élaboration du matériau. Discussion. - Nousavons pu accorder le calcul aux mesures
expérimentales
dans le domaine des solutions riches en indium. Ce résultatimpose
unajustement systématique
de laplupart
des donnéesthermodynamiques.
Cetajustement
a étépratiqué
Fm. 8. - Influence de
AsÉasb
et Wc,,.-t. isotherme 380 °C dus liquidus. TABLEAU III(*)
Al’exception
de X = 1. FIG. 9a. -Image X de l’élément Ga.
FIG. 9b. - Profil de concentration
en Ga.
FIG. 9. -
462
d’abord sur les binaires Ga-Sb et
In-Sb,
ensuite sur le ternaire Ga-In-Sb. Si dans notre cas, la méthode estsatisfaisante,
il convient de noter avecStringfellow [27]
ledanger
del’extrapolation
ausystème
ternaire des résultats fournis par les binaires. Lafigure
8précise
l’influence de
l’entropie
de fusion du GaSb et del’énergie
d’interactionWGa-In
sur l’isotherme 380 OCdu
diagramme
dephases
ternaire Ga-In-Sb. Le rôlejoué
par ces deuxparamètres
binaires dans le calcul du ternaire estprépondérant.
Un modèle tenant
compte
de tous les processusphysiques
d’interaction estthéoriquement plus
approprié.
FiG. 10a. -
Image X de l’élément Ga.
FIG. 10b. - Profil de concentration
en Ga.
FIG. 10. -
Répartition du gallium dans les couches épitaxiées
(étude à la microsonde électronique). Dépôt obtenu à 410 °C à partir d’un liquide de composition Gao, 2sIno, 6sSbo, I o.
Les
paramètres
d’interaction sont alors fonction de lacomposition
et de latempérature. Cependant
l’uti-lisation d’un modèle
plus
élaboré ne nousparaît
guère justifiée
en raison même del’imprécision
dansla détermination des
paramètres
thermodynamiques.
FIG. 11. - Variation de composition du Gaxln 1-xSb épitaxié en fonction du pourcentage de solidification S %/ L %.
4. Conclusion. - Un
diagramme
dephases précis
duGaxInl-xSb
a été déterminé dans le domaine dessolutions riches en indium. Le modèle des solutions
régulières apparaît
comme uneapproximation
satis-faisante del’équilibre
quasi
chimique
dans le casparticulier
dusystème
Ga-In-Sb. Toutefois des mesuresexpérimentales
initiales depoints
duliquidus
et de
points
du soliduscorrespondants
sontindispen-sables pour
permettre
l’ajustement
desparamètres
d’interaction(en
particulier
WGa-In
etWGaSb-InSb)·
Les couches de
GaxIn1-xSb
épitaxiées
sur InSbsont relativement
homogènes
pour x0,59,
cequi
correspond
auxprévisions
fondées sur lediagramme
d’équilibre.
Lesdépôts
riches engallium présentent
une conductivité detype
n sans pour autant donner lieu à des oscillations de courant par mécanismeGunn.
Remerciements. - Nous tenons à remercier
J. P. Roux pour sa
participation
dans l’élaboration dumatériau,
Mme V. Coronato pour son aidetechnique
et A. Gouskov pour le
tirage
des monocristaux d’InSb. Nous remercionségalement
Mme N.Valignat
(laboratoire
deThermodynamique
etPhysico-Chimie
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