Epitaxie de multicouches InAs/GaSb sur un pseudo substrat GaSb/(001)-Si

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GaSb sur silicium : Traitement de surface du Si

La transition vers une croissance directe de GaSb sur substrat silicium a nécessité l’optimisation du traitement de surface du silicium avant la croissance du GaSb afin d’éviter la formation de parois d’antiphase. Comme indiqué sur la Figure I-8, deux actions doivent être conjointement menées pour éviter la formation des parois d’antiphase :
• Restructuration de la surface de silicium en marches biatomiques au lieu de monoatomiques
• Amorce de croissance avec une mono couche constituée d’un même type d’atome.
Afin de restructurer la surface du silicium en marches biatomiques, le substrat est introduit dans la chambre de croissance et recuit à haute température sous atmosphère H2 101-103. Suite à ce recuit, plusieurs expositions du silicium ont été testées, à la fois avec des éléments III et V : TMGa, TESb, TBAs.
La préexposition à base de TBAs s’est avérée le meilleur traitement de surface pour amorcer la croissance du GaSb, avec une rugosité RMS de 1,4 nm contre 8 nm sans préexposition ou avec préexposition TESb et TMGa pour des empilements complets : couche de nucléation et couche à haute température d’une épaisseur totale de 200 nm (Figure I-26).
Figure I-26: Scans AFM 5 µm × 5 µm de 200 nm de GaSb épitaxié sur substrat (001)-Si après traitement de surface du Si avec a) TBAs b) TESb c) sans traitement d) TMGa
L’arsenic peut intervenir au niveau du silicium avec une contribution à la restructuration de surface. Il a récemment été montré 104,105,106 que des préexpositions à l’arsenic permettaient d’obtenir des couches de GaP sur silicium sans parois d’antiphase. En effet les atomes d’hydrogène et les atomes d’arsenic participent tous les deux à la formation des marches biatomiques du silicium. Ces résultats peuvent expliquer l’influence du prétraitement TBAs sur la croissance du GaSb.
Epitaxie par MOCVD de GaSb sur substrat silicium nominal 300 mm
D’un point de vue environnemental, des études de contamination ont montré que les parois de la chambre de croissance étaient recouvertes d’arsenic malgré les nettoyages réalisés entre chaque croissance, induisant une présence d’arsenic dans la chambre de croissance qui a pu participer à sa meilleure adsorption à la surface du silicium.

Optimisation de la couche de nucléation du GaSb sur Si

Une fois le traitement de surface du silicium défini, le procédé testé sur couche de GaAs a été repris directement sur silicium, avec une première phase d’optimisation visant la couche de nucléation avec des tests sur les paramètres de croissance : Température, ratio V/III, épaisseur de la couche.
Dans un premier temps, le ratio V/III de la couche de nucléation a été optimisé, à une température constante T0, en réduisant progressivement le flux d’antimoine jusqu’à disparition des cristaux d’antimoine. En abaissant le ratio V/III de 0,3 à 0,17 par palier de 0,04 la densité des défauts, à taille constante, a chuté jusqu’à 0,6 cristaux/mm2 pour un ratio de 0,25. Au-delà, les défauts ont rétréci jusqu’à annihilation pour une valeur du ratio V/III de 0,17 (Figure I-27). La diminution du flux d’antimoine permet de réduire l’excès d’antimoine responsable de la génération des cristaux, observés précédemment au cours de la croissance de la couche de nucléation (Figure I-23).
La diminution du flux d’antimoine entraine une rugosification de la couche de nucléation (Figure I-28), qui peut être expliquée par l’effet surfactant et lissant de l’antimoine. Pour supprimer les défauts de surface tout en maintenant une faible rugosité de la couche de nucléation le ratio V/III optimal a été fixé à 0,17.
Une fois le ratio V/III ajusté, une étude en température entre 350°C-450°C a été réalisée pour tenter de rattraper la rugosification de la couche induite par la baisse du flux d’antimoine. Un premier jeu d’échantillons a été réalisé pour établir les vitesses de croissance du GaSb pour ces températures.
Sur la base de ces vitesses, un second ensemble d’échantillons a ensuite été réalisé avec des épaisseurs équivalentes de GaSb.
Les caractérisations AFM de ce second jeu d’échantillons révèlent que l’augmentation de la température de croissance induit une augmentation de la rugosité RMS de surface de 1,6 nm à 7,1 nm (Figure I-29).
Si on définit T0 comme la température de croissance de la couche de nucléation testée préalablement, les croissances les moins rugueuses sont obtenues pour T0-30°C. Etant dans un mode de croissance cinétiquement limité, les vitesses de croissance chutent avec la température de croissance à cause d’une décomposition incomplète des précurseurs. La croissance de la couche de nucléation à faible température permet de réduire la rugosité de surface en limitant la mobilité des espèces en surface. La variation en température induit également un excès de gallium, uniquement au centre de la plaque, pour des températures de l’ordre de T0.
Pour des pressions partielles de TESb et un ratio V/III identiques, mais à une température légèrement plus élevée que T0, une phase liquide du gallium apparait en plus de la phase solide du GaSb au centre de la plaque pour un ratio V/III de 0,17 (Figure I-27). La différence de températures entre le centre et le bord de la plaque, estimé à environ 10°C, suffit à induire une différence de décomposition du TMGa responsable de l’apparition de gouttes de gallium.
La température optimale de croissance est donc fixée à T0-30°C. En effet pour des températures inférieures, la limite de décomposition du précurseurs TMGa serait atteinte, ces températures n’ont donc pas été explorées.
Après l’optimisation du ratio V/III et de la température de croissance de la couche de nucléation de GaSb, une étude portant sur l’impact de l’épaisseur de la couche de nucléation a été réalisée. Un ensemble d’échantillons a été réalisé à T0-30°C avec un ratio V/III de 0,17 et d’une épaisseur comprise entre 5 et 45 nm.
Sur ces couches de nucléation de différentes épaisseurs, la même couche de GaSb de 450 nm à haute température a été épitaxiée. Les échantillons ont été réalisés avec la couche de GaSb à haute température optimisée.
Après restructuration de la surface du substrat de silicium en marches biatomiques, quelques îlots monoatomiques résiduels demeurent. Ces îlots génèrent des parois d’antiphase qui peuvent se rencontrer et s’annihiler dans les premières centaines de nanomètres de GaSb épitaxiées. C’est le cas pour les échantillons réalisés avec des épaisseurs de couche de nucléation comprises entre 5 et 25 nm (Figure I-30a,b et c). L’épaisseur de la couche de nucléation a donc un impact direct sur la propagation des parois d’antiphase dans la couche de GaSb à haute température.
A la verticale d’une paroi d’antiphase une légère déplétion apparait en surface, qui permet de la caractériser par microscopie à force atomique. Des parois d’antiphase émergentes sont visibles sur les images AFM des échantillons réalisés avec des couches de nucléations épaisses, de 35 ou 45 nm (Figure I-30d et e), la densité de parois d’antiphase étant croissante avec l’épaisseur de la couche de nucléation. L’apparition des parois d’antiphase en surface s’accompagne d’une augmentation de la rugosité de surface, qui passe de 0,6 nm pour les échantillons sur couche de nucléation mince (Figure I-30a,b et c) à 1,1 nm puis 2,4 nm pour des couches de nucléation épaisses (Figure I-30d et e). Nous avons donc expérimentalement montré que les couches de nucléation fines semblent favoriser un changement de direction cristallographique des parois d’antiphase, qui augmente leur taux d’annihilation.
En revanche les caractérisations aux rayons X des couches en configuration ɯ-scans révèlent une très nette augmentation de la largeur à mi-hauteur du pic de diffraction (004) du GaSb pour des couches de nucléation de 5 nm. La FWHM est en effet constante autour d’une valeur de 545 arcsec indépendamment de l’épaisseur de la couche de nucléation avant de monter à 765 arcsec pour une couche de nucléation de 5 nm. Cette augmentation est significative et dénote d’une baisse de la qualité cristalline du GaSb à haute température. En dessous d’une valeur critique, la couche de nucléation n’assure plus son rôle et les défauts jusqu’alors contenus dans la couche de nucléation se propagent dans la couche à plus haute température.
Au vu des caractérisations AFM et de diffraction aux rayons X, une couche de nucléation de 15 nm semble la plus adaptée pour favoriser la croissance d’un GaSb à haute température sans parois d’antiphase émergentes et avec une qualité cristalline satisfaisante.
Avant optimisation, la couche de nucléation développée sur GaAs était réalisée à T0 avec un ratio V/III de 0,37 et une épaisseur de 25 nm. Sur silicium cette couche de nucléation a été optimisée à T0-30°C avec un ratio V/III de 0,17, une vitesse de croissance de 1 nm/min et une épaisseur de 15 nm, permettant d’accéder à des couches de 450-500 nm de GaSb avec une FWHM de 545 arcsec et une rugosité de 0,6 nm, sans défauts de surface.

Optimisation de la couche à haute température du GaSb sur Si

La couche de GaSb épitaxiée à haute température a quant à elle suivi le même schéma d’optimisation que la couche de nucléation avec une première approche centrée sur l’ajustement du ratio V/III, puis des températures de croissance.
Afin de contrebalancer l’excès de gallium identifié pendant la croissance à haute température au centre de la plaque 300 mm (Figure I-25a), le ratio V/III a été testé à la hausse à partir de la valeur référence d’une croissance de GaSb sur GaAs d’une valeur de 0,67. Pour des ratios V/III supérieurs à 0,88 un excès d’antimoine apparait sous la forme de défauts très facettés (Figure I-32). L’augmentation du TESb introduit dans la chambre de croissance induit donc une rugosification de la couche, contraire à l’effet lissant qui avait été observé en augmentant le TESb pour la croissance de la couche de nucléation.
En faisant varier le ratio V/III de 0,84 à 1,01 la rugosité de surface d’une couche de GaSb de 200 nm va augmenter d’un facteur dix. La fenêtre est réduite pour n’induire ni un excès de gallium, ni un excès d’antimoine (Figure I-33).
Afin d’assurer une faible rugosité de surface sans excès de gallium ou d’antimoine, le ratio V/III sera fixé à 0,88.
Sur une gamme de température [580°C ; 630°C] plusieurs échantillons ont été réalisés sur une couche de nucléation non optimisée, avec un ratio V/III de 0,88.
En mesurant par ellipsométrie les épaisseurs de GaSb au centre et au bord de la plaque il est possible de déduire l’emplacement de la gaussienne de décomposition des précurseurs. Elle se situe idéalement à mi-rayon du substrat afin de conserver des épaisseurs homogènes entre le centre et le bord de la plaque. La distribution des précurseurs sur l’ensemble de la plaque 300 mm varie avec la température de croissance. Pour des températures de l’ordre de 630°C, la couche de GaSb est plus épaisse en bord de plaque, la gaussienne s’est donc déplacée vers le bord, à l’inverse pour des températures proches de 580°C le dépôt est plus important au centre de la plaque, la gaussienne s’est donc déplacée vers le cœur (Figure I-34).
De ce fait, les vitesses de croissance au centre de la plaque diminuent lorsque la température augmente, alors que la tendance inverse est constatée pour les vitesses de croissance en bord de plaque (Figure I-35).
On observe une inversion vers 610-620°C, où les vitesses de croissance au centre deviennent inférieures aux vitesses de croissance en bord de plaque. Cette inversion correspond également à une différence en épaisseur bord-centre quasi nulle. A 610-620°C, les épaisseurs de GaSb centre-bord sont homogènes.

Super-réseau InAlSb/GaSb

Face à l’inefficacité du super-réseau AlSb/GaSb pour filtrer les dislocations, un nouveau couple de matériaux InAlSb/GaSb présentant un désaccord de paramètre de maille plus élevé a été exploré. L’utilisation d’un ternaire à base d’Indium demande d’ajuster la quantité d’indium incorporée pour choisir le désaccord de paramètre de maille avec le GaSb.
Ici nous avons choisi un ternaire avec 20% d’indium, soit pour un désaccord de paramètre de maille de 1,8%. Le super-réseau a été testé avec un nombre de périodes (5), une périodicité (20 nm) et un positionnement (à 500 nm de l’interface avec le silicium) identique à celui testé préalablement pour le super-réseau AlSb/GaSb.
L’impact du super-réseau a ensuite été caractérisé par des mesures AFM, XRD et TEM en vue plane.
Les scans AFM montrent une rugosification de la surface. La rugosité RMS augmente significativement de 0,4 nm pour 900 nm de GaSb en l’absence de super-réseau à 1,25 nm avec implémentation de 100 nm de super-réseau InAlSb/GaSb.
Des mesures XRD en configuration ω-2θ ont été réalisées dans un premier temps sur une couche simple d’InAlSb épitaxiée sur GaSb pour vérifier la quantité réelle d’Indium incorporée (Figure II-9a).

Epitaxie de multicouches InAs/GaSb sur un pseudo substrat GaSb/(001)-Si

Après avoir développé un pseudo substrat GaSb/(001)-Si (chapitre I) et étudier des méthodes de réduction de la densité de dislocations émergentes (chapitre II), nous allons construire l’empilement InAs/GaSb sur le pseudo-substrat GaSb/(001-Si précédemment élaboré. Nous avons fait le choix d’un système InAs/GaSb dans l’optique de co-intégrer des canaux de conduction de type n en InAs et de type p en GaSb.
Les super-réseaux InAs/GaSb présentent un alignement de bande de type III, la bande de conduction de l’InAs se situe en dessous de la bande de valence du GaSb. De ce fait les électrons sont confinés dans l’InAs et les trous dans le GaSb.
Ce système a été très largement étudié pour des applications optoélectroniques à titre de détecteurs IR. Notamment l’étude des interfaces GaSb/InAs a montré qu’une couche se formait naturellement à l’interface de type GaAs pour des croissances de GaSb sur InAs, ou de type InSb pour des croissances d’InAs sur GaSb1,2.
La nature de cette interface a un impact sur les propriétés structurales, électriques et optiques du super-réseau InAs/GaSb et peut être maîtrisée par la gestion des flux de précurseurs pendant la transition.
L’interface de type InSb semble avantageuse, avec d’une part un gap du super-réseau légèrement plus faible qu’avec des interfaces GaAs, et d’autre part une plus faible rugosité d’interface3,4.
La plupart des croissances de photodétecteur à base de superréseaux InAs/GaSb a été réalisée en MBE et sur des substrats III-V5,1,3,6.
Les températures d’épitaxie du super-réseau InAs/GaSb en MBE reste inférieure à 400°C. Haywood et al.7 ont étudié une hétérojonction GaSb/InAs épitaxiée sur substrat GaAs par MOCVD.
Ils ont montré la formation d’un gaz d’électrons 2D à l’interface GaSb/InAs avec une augmentation de la concentration de porteurs de charge induite par des croissances de l’InAs à plus basses températures. La température optimale de croissance de l’InAs a été fixée entre 480-500°C. Les mobilités obtenues à 77 K et concentration de porteurs de charge s’élèvent alors à 35 000 cm2V-1s-1 et 9 X 1015 cm-3 respectivement.
Lakrimi et al4 ont, quant à eux, montré l’influence positive d’une interface de type InSb sur la mobilité des porteurs de charge comparée à une interface de type GaAs, pour des couches d’InAs épitaxiées sur une gamme de températures [500 : 530°C] sur substrat GaAs/Si. Ils obtiennent ainsi des mobilités de 34070 cm2V-1s-1 pour des concentrations de porteurs de charge de 1,22 × 1012 cm-3.
Ces travaux antérieurs vont nous guider dans nos choix de paramètres concernant l’épitaxie de l’InAs sur GaSb et du GaSb sur InAs. Nous retirons les enseignements suivants de l’état de l’art :
• Température avoisinant les 500°C pour épitaxier une couche d’InAs sur GaSb
• Formation d’une interface naturelle InSb entre l’InAs et le GaSb
• Possible formation d’un gaz 2D à l’interface InAs/GaSb pour des épitaxies à basses températures

Epitaxie d’une couche mince d’InAs sur un pseudo substrat GaSb/(001)-Si

Dans cette partie nous nous intéresserons à l’optimisation de la croissance d’une couche mince d’InAs sur une couche de 500 nm de GaSb sur substrat Si.
La transition entre les précurseurs du GaSb : TESb et TMGa et les précurseurs de l’InAs : TMIn et TBAs doit être soignée pour optimiser l’état d’interface.
Ce couple de matériaux peut être considéré en accord de paramètre de maille, avec un désaccord de l’ordre de 0,5%. La croissance de type Stranski–Krastanov de l’InAs avec une transition 2D/3D ainsi que la gestion de l’interface InAs/GaSb ont dû être maîtrisées afin d’obtenir des couches de qualité cristalline et d’état de surface satisfaisant.
Afin d’éviter l’ajout d’une étape supplémentaire de montée en température et pour faciliter l’enchaînement entre la croissance du GaSb et de l’InAs, la croissance de la couche d’InAs a été réalisée à la température de la couche à haute température du GaSb, soit 620°C.
Le ratio V/III avait déjà fait l’objet d’une optimisation au cours de travaux antérieurs10 et a donc été fixé à 135.
Une première optimisation en pression a été réalisée sur une rampe de [5 Torr, 80 Torr] avec une couche d’InAs épitaxiée à 5 Torr, 20 Torr et 80 Torr. Bien que l’état de surface varie en fonction de la pression, la formation de dots d’InAs en surface entraine une très forte rugosification de la surface dans les trois cas (Figure III-1).
Les valeurs de rugosités atteignent 30 nm pour des couches inférieures à 100 nm d’épaisseur. RMS = 4 nm RMS = 13 nm RMS = 30 nm
Cette rugosité très importante tend à indiquer qu’une perturbation surgit à l’interface GaSb/InAs. En effet, aucune transition n’a été appliquée : les flux de TMGa et TESb ont été coupés après croissance du GaSb et les flux TMIn et TBAs ont été ouverts simultanément pour amorcer la croissance de l’InAs. Pour vérifier l’état d’interface, des mesures MEB en vue en coupe ont été réalisées sur les trois échantillons.
Les images révèlent des trous à l’interface GaSb/InAs, qui viennent dégrader la surface du GaSb et induisent, de ce fait, une forte rugosité sur la couche d’InAs (Figure III-2).
Deux types de transition ont été testées pour contrer la formation d’une interface non intentionnelle de type GaAs ou InSb:
• Une transition à base d’éléments III
• Une transition avec les éléments V
Pour la transition à base d’éléments III, le flux de TMGa a été coupé 3 secondes après le flux de TESb, puis après 30 sec de pause, le flux de TMIn a été introduit dans la chambre 3 secondes avant le flux de TBAs.
Dans le deuxième cas, le même procédé a été suivi avec les éléments V. Aucune des deux transitions n’a amélioré l’état d’interface. Comme ni la pression ni la transition entre les précurseurs n’améliorent l’état d’interface, nous avons postulé que la température pouvait être un paramètre influant sur la formation des défauts.
Pour vérifier cette hypothèse, nous avons réalisé la croissance d’une couche de GaSb à deux températures : la température optimale de 620°C suivie d’une couche à plus basse température, de 520°C. Sur cette dernière couche nous avons réalisé l’épitaxie d’une couche d’InAs à 520°C, soit 100°C plus froid que les tests précédents (Figure III-3).
La croissance de l’InAs est non uniforme et suit préférentiellement des directions cristallines particulières, donnant lieu à un réseau de lignes d’InAs (Figure III-3). L’interface entre le GaSb et l’InAs, en revanche, présente une faible densité de trous pour cette température. L’InAs ne peut pas être épitaxié à la température du GaSb de 620°C sans dégrader l’interface, ni le GaSb a 520°C car il perd sa rugosité sub-nanométrique. L’InAs et le GaSb ne peuvent donc pas être accordés en température de croissance, et il est nécessaire d’introduire une rampe en température entre la croissance des deux matériaux.
Un ensemble d’échantillons a donc été réalisé avec différentes températures de croissance d’InAs sur la plage [450°C :500°C] pour déterminer la température limite au-delà de laquelle l’interface InAs/GaSb se dégrade.
Il est apparu qu’en dessous de 500°C, la densité de défauts chutait drastiquement à l’interface InAs/GaSb, jusqu’à disparaitre entièrement pour des températures inférieures à 480°C. La littérature montre qu’une interface non intentionnelle de type GaAs ou InSb se forme à l’interface InAs/GaSb, or la température de fusion de l’InSb s’élève à 525°C.
Dans notre cas, nous poserons donc l’hypothèse qu’une interface de type InSb se forme à l’interface InAs/GaSb, imposant une contrainte en température.
Pour s’éloigner le plus possible du point de fusion de l’InSb tout en conservant des vitesses de croissance raisonnables, nous avons fixé la température de croissance de l’InAs à 450°C.
Une fois la température fixée, avec un ratio V/III déjà optimisée, nous avons procédé à une optimisation de la pression de croissance en testant des croissances à 20 Torr et 5 Torr. Les scans AFM montrent que les meilleurs états de surface sont obtenus à basse température et basse pression.
De nouveaux tests ont donc été réalisés à une pression de 5 Torr et à différentes températures, inférieures à la température limite de 470°C et sur une plage étendue de [470°C, 350°C]. La précédente observation se confirme avec une rugosité RMS de 2,2 nm au centre et au bord de la plaque 300 mm (Figure III-4) pour des croissances de 50 nm d’InAs réalisées à basse température, 350°C, et basse pression, 5 Torr.
Dans cette configuration, la vitesse de croissance de l’InAs s’élève à 5 nm/min.
L’utilisation d’un substrat sans traitement de surface préalable du silicium induit des lignes de parois d’antiphase en surface de l’InAs, toutes orientées selon la même direction cristalline. Le procédé de croissance optimisé, une fois testé sur des substrats silicium reconstruits en marche bi-atomiques, arbore une surface sans parois d’antiphase émergentes et avec une rugosité RMS de 0,9 nm (Figure III-5).
Des mesures de mobilité de Hall et de dopage résiduel ont été effectuées en configuration Van Der Pauw, après dépôt et diffusion de contact en Indium aux quatre coins d’un échantillon carré de 2 cm × 2 cm.
Ces mesures révèlent un dopage résiduel de type n de 1019 cm-3 avec une mobilité de 5100 cm2V-1s-1.
La réalisation d’une lame mince a également permis de caractériser par TEM en vue en coupe l’état d’interface InAs/GaSb avec une résolution atomique (Figure III-6).

Réalisation d’un masque de gravure à base de copolymères à bloc

Au cours de ce chapitre, nous développerons les étapes de réalisation d’un masque de gravure à base de copolymères à bloc avec une première étape de dépôt et d’alignement de copolymères à bloc lamellaires PS-b-PMMA, suivie d’une seconde étape de gravure sélective du bloc PMMA par rapport au bloc PS.
Ces deux étapes feront chacune l’objet d’une description détaillée. Le procédé de fabrication fera appel à un concept innovant avec une approche « contact-first » qui permet de réduire les étapes de fabrication du composant6. Des réseaux de canaux de conduction, denses, homogènes en dimension, de faibles dimensions et déjà contactés ont ainsi été fabriqués en seulement 5 étapes alors qu’actuellement 8 étapes de fabrication sont nécessaires en multi-patterning ou via une technique par copolymère à bloc standard pour générer des canaux de conduction non contactés.

Gravure des Fins InAs

Nos travaux portent sur la gravure anisotrope de l’InAs, nous avons donc écarté l’approche chimique utilisée dans la littérature. La gravure de la couche d’InAs doit permettre d’accéder à des Fins d’InAs avec des flancs verticaux et peu rugueux, sans sélectivité particulière par rapport au GaSb.
Les gravures sèches favorisent la gravure verticale par rapport à la gravure latérale en ajustant les paramètres du plasma. Elles atteignent des vitesses de gravure élevées, de l’ordre de quelques nm/sec, qui font intervenir deux mécanismes de gravure à la fois par réaction chimique et pulvérisation.
Différents plasmas peuvent être utilisés pour graver des matériaux III-V, regroupés en deux catégories :
• les plasmas à base de chlore tels que BCl3/Cl2 46,47, Cl2/N248, Cl2/N2/Ar49, Cl2/Ar50,51, SiCl452, SiCl4/Ar50, BCl3/SiCl4/Ar53,54
• les plasmas à base d’hydrogène tels que CH4/H255, HBr/N256
Les plasmas à base de chlore permettent de s’affranchir de la passivation induite par l’hydrogène et seront donc préférentiellement explorés. Nous nous baserons notamment sur le plasma BCl3/SiCl4/Ar étudiés par Chouchane et al.54 et Zhao et al.53 qui ont fait la démonstration de lignes ou de plots d’InGaAs à flancs verticaux pour des températures de gravure de 200°C et 250°C respectivement (Figure IV-47).
L’introduction du SiCL4 permet d’obtenir des flancs verticaux. L’augmentation de la température diminue la rugosité des flancs et augmente la verticalité des flancs en permettant la désorption des produits de réaction de type InClx, non volatile à température ambiante.

Table des matières

Liste des abréviations utilisées
Liste des variables utilisées
Introduction générale
I. Epitaxie par MOCVD de GaSb sur substrat silicium nominal 300 mm
I.1 Introduction
I.1.1 Réacteur MOCVD et principe de la croissance
I.1.2 Défis de la croissance III-V sur Si
I.2 Optimisation du procédé de croissance
I.2.I GaSb/GaAs/Si
I.2.2 GaSb sur silicium : Traitement de surface du Si
I.2.3 Optimisation de la couche de nucléation du GaSb sur Si
I.2.4 Optimisation de la couche à haute température du GaSb sur Si
I.2.5 Process optimisé
I.2.6 Etude de la qualité cristalline, des contraintes et des défauts dans les couches de
GaSb
Conclusion du chapitre I
Références
II. Stratégie de réduction des dislocations
II.1 Optimisation des propriétés structurales : Super-réseaux, recuit
II.1.1 Super-réseau AlSb/GaSb
II.1.2 Super-réseau InAlSb/GaSb
II.1.3 Cycle de recuits thermiques
Conclusion du chapitre II
Références
III. Epitaxie de multicouches InAs/GaSb sur un pseudo substrat GaSb/(001)-Si
III.1 Epitaxie d’une couche mince d’InAs sur un pseudo substrat GaSb/(001)-Si
III.2 Epitaxie d’une couche mince de GaSb sur un empilement InAs/GaSb sur (001)-Si
nominal 300mm
Conclusion du chapitre III
Références
IV. Développement technologique d’un composant FinFET à canal d’InAs sur substrat (001)-Si nominal
IV.1 Le choix d’une technique lithographique alternative
IV.2 Réalisation d’un masque de gravure à base de copolymères à bloc
IV.2.1 Procédé d’auto-assemblage de copolymères à blocs et Graphoépitaxie
IV.2.2 Ouverture du masque : Gravure sélective d’un bloc par rapport à l’autre
IV.3 Réalisation d’un FinFET à multi-fils d’InAs
IV.3.1 Gravure des Fins InAs
IV.3.2 Caractérisations électriques
Conclusion du chapitre IV
Références

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