Etude du comportement à haute température du substrat InP–SiO2/Si

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Les multipuits quantiques en quaternaire aluminium

Dans la section 1.1.2.2, nous avons observé que les quaternaires à base d’AlGaInAs et InGaAsP sont des matériaux de choix sur substrat InP pour les émissions aux longueurs d’onde de télécommunications à 1,3 µm et 1,55 µm. Dans cette section, nous nous intéressons aux structures constituées de multipuits quantiques (MQWs) à base d’AlGaInAs qui serviront de structures actives pour les composants réalisés dans le cadre de ces travaux de thèse.

Les structures à base de multipuits quantiques

Les structures à base de MQWs sont particulièrement utilisées pour les composants photoniques. Ces dernières ont apporté un grand nombre d’avantages par rapport aux structures destinées aux lasers constituées d’une zone active en matériau massif ou « bulk » [29]. Tout d’abord, l’énergie de gap du puits étant inversement liée à son épaisseur, il est possible de faire varier la longueur d’onde d’émission en jouant uniquement sur l’épaisseur du puits, sans avoir à modifier la composition de ce dernier. Cet avantage sera particulièrement mis à profit dans le cadre de l’intégration de zones actives par croissance sélective (SAG : Selective Area Growth) qui sera plus explicitée dans la section 1.1.3.1.2 ainsi que dans le Chapitre 4. De plus, pour un courant donné, le gain est augmenté ce qui permet de diminuer d’un facteur 10 les courants de seuil des sources lasers, par rapport à un système à double hétérojonction [29]. Enfin, les lasers à base de MQWs sont plus efficaces et permettent ainsi de gagner en puissance de sortie [30]. Dans cette mesure, les MQWs sont privilégiés pour les structures actives des composants photoniques, du laser au modulateur en passant par l’amplificateur.

Famille de matériau AlGaInAs

Les structures à base de MQWs peuvent être composées de matériaux venant de différents types d’alliages. En particulier, les familles d’alliage en AlGaInAs et InGaAsP sont adaptés pour des émissions aux longueurs d’onde de télécommunication comme explicité en section 1.1.2.2. Les matériaux InGaAsP ont été largement utilisés pour la réalisation de sources laser [31]–[33]. Le développement de composants basés sur les familles d’alliage en AlGaInAs a été plus tardif. Cela s’explique surtout par l’obtention plus tardive de matériau de grande pureté cristalline et par les interrogations quant à la fiabilité de ces composants du fait de l’oxydation possible en cours de fabrication du matériau à base d’aluminium.
Néanmoins, cette famille de matériau possède des propriétés plus intéressantes que la famille de matériau InGaAsP pour la réalisation de composants photoniques. Le principal avantage vient de la valeur de la discontinuité des bandes de conduction (ΔEc) à l’interface puits/barrière dans les MQWs à base d’AlGaInAs par rapport à celle obtenue pour des alliages InGaAsP [34][35]. Cette discontinuité, que l’on appelle généralement le « band-offset » est plus importante dans la famille AlGaInAs, comme indiqué en Figure 1.4, ce qui confère de meilleures performances au dispositif laser, notamment en gain et en température. Les températures caractéristiques de laser [36] pour des systèmes AlGaInAs sont de l’ordre de 20°C supérieures à celles obtenues pour des systèmes GaInAsP. A titre d’exemple, des températures caractéristiques comprises entre 70 et 80°C ont été obtenues avec des zones actives à base de MQWs en AlGaInAs dans le cadre des travaux de thèse de G. Binet réalisés au sein du III-V Lab [37]. D’autre part, les systèmes AlGaInAs sont moins sensibles aux recombinaisons Auger [38]. Enfin, ces structures présentent un intérêt particulier car elle ne peuvent pas générer d’intermixing, ou mélange de matière, entre As et P comme dans l’alliage InGaAsP.
Les familles d’alliage en AlGaInAs peuvent être représentées sur le diagramme de composition présenté en Figure 1.5. Ce diagramme permet de représenter toutes les compositions accessibles de l’alliage AlyGaxIn1−x−yAs. Il se construit à partir des trois binaires limites AlAs, GaAs et InAs situés aux trois sommets. Les ternaires AlGaAs, GaInAs et AlInAs sont représentés sur les bords du triangle. Dans le système AlGaInAs sur InP, le substrat impose son paramètre de maille et induit de la contrainte au matériau. Les lignes d’iso-contrainte pour une couche épitaxiée sur InP sont représentées en bleu. En particulier, la ligne d’iso-contrainte à 0%, soit à l’accord de maille sur InP, permet de déterminer les paramètres de compositions x et y pour lesquels on obtient une structure accordée sur InP.
Par exemple, les ternaires Al0.477In0.523As et Ga0.468In0.532As sont les ternaires à l’accord de maille sur substrat InP. La composition en Indium est proche de 53%. Cette dernière permet de définir une gamme de composition du quaternaire AlGaInAs à l’accord sur InP. On le note en général (AlxGa1−x)0.47In0.53As. En pratique, pour calibrer les puits d’une structure active, on fixe la contrainte en ajustant le ratio {Al+Ga / In}, puis on ajuste la longueur d’onde d’émission en jouant uniquement sur le ratio Al/Ga sans changer la proportion totale {Al+Ga}.

Synthèse

Dans cette partie, nous avons décrit les propriétés propres aux semiconducteurs III-V. En particulier, ces derniers ont une structure de diagramme de bande leur conférant un gap direct particulièrement adapté pour la réalisation de sources optiques efficaces. Parmi l’ensemble des semiconducteurs III-V, les familles d’alliage AlGaInAs et InGaAsP sur InP sont des candidats de choix pour la transmission aux longueurs d’onde de télécommunications à 1,3 µm et 1,55 µm. En particulier, les structures à base de MQWs sont utilisées pour leur grande efficacité permettant de gagner en gain et en courant de seuil par rapport aux lasers basés sur des structures en bulk. Des structures actives composées de MQWs en AlGaInAs seront utilisées pour la réalisation des structures actives des composants étudiés dans le cadre de ces travaux de thèse.

L’intégration photonique sur InP

La grande majorité des composants développés sur substrat InP sont composés d’une section non dopée ou intrinsèque encapsulée entre deux couches en InP respectivement dopées n et p ce qui correspond à une diode p-i-n. En particulier, au III-V Lab, et comme dans l’immense majorité des laboratoires, ainsi que dans les approches industrielles, le savoir-faire est basé sur des jonctions p-i-n à injection verticale, comme schématisé en Figure 1.6.
Une seconde famille de composants basée sur l’injection horizontale existe également [6][40][41]. Cette seconde famille de mode d’injection sera plus amplement abordée dans le Chapitre 3.
Les PICs peuvent intégrer différents types de fonction comme des sections passives (guide passif, coupleur, adaptateur de mode) et des sections actives (laser, modulateur, amplificateur). Pour la réalisation de ces derniers, la partie intrinsèque de l’empilement, correspondant à la zone active composée de MQWs, doit être optimisée pour répondre aux exigences de chacun des composants.
En particulier, les compositions et épaisseurs des MQWs doivent être définies de manière à ce que les énergies de bande interdites ou « bandgaps » de ces composants soient ajustées à leur fonction. Par exemple, au premier ordre, l’énergie de gap du laser doit être moins élevée que celle du modulateur, pour limiter l’absorption de ce dernier à l’état passant, elle-même moins élevée que celle du guide passif qui lui doit rester totalement transparent… etc. Pour intégrer ces différentes régions actives, il existe plusieurs modes d’intégrations.

Différents modes d’intégration

L’un des enjeux majeur de la réalisation d’un PIC fonctionnel est de répondre aux contraintes imposées par les zones actives de chacun des composants du PIC. Les zones actives sont des hétérostructures à MQWs pour lesquelles le nombre de puits et de barrières ainsi que les compositions et épaisseurs de ces derniers sont bien définies en fonction du composant. Pour répondre à ces exigences et intégrer les zones actives des différents composants, de grands développements en épitaxie ont été réalisés.
Les deux modes d’intégrations principaux développés au III-V Lab seront présentés dans les sections suivantes : la recroissance Butt-Joint (BJ) et la croissance sélective (SAG).

Recroissance Butt-Joint (BJ)

Le principe de la recroissance BJ [42] est présenté en Figure 1.7. Cette dernière consiste, dans un premier temps, à faire croître une structure composée d’une première zone active (Figure 1.7a). La structure verticale est ensuite partiellement gravée (Figure 1.7b). Enfin, la recroissance d’une structure composée d’une zone active, différente de la première, ou bien, une zone passive [43], est effectuée sur les zones partiellement gravées (Figure 1.7c).
La Figure 1.8 illustre deux exemples de recroissance BJ réalisée au III-V Lab par Gaz-Source MBE (GSMBE). Le premier exemple (Figure 1.8a) a été réalisé dans des conditions de gravure et recroissance non optimisées : les deux zones actives sont discontinues. Ceci peut engendrer de grandes pertes dans les composants photoniques du fait de réflexions parasites au niveau de cette interface. Le deuxième exemple (Figure 1.8b) a été réalisé dans des conditions de gravure et recroissance optimisées : les zones actives sont jointes.
L’immense avantage de cette approche est qu’elle permet d’optimiser indépendamment les deux sections actives. C’est le mode d’intégration privilégié dans l’industrie. En pratique, cette approche ne se limite souvent qu’à une étape de recroissance Butt-Joint, et donc, à l’optimisation de deux designs de structures uniquement. De plus, l’interface abrupte entre les deux structures peut certes permettre de limiter la longueur des composants, mais elle peut également générer des réflexions parasites et donc des pertes optiques.

Croissance sélective (SAG)

L’épitaxie sélective (SAG) est un mode spécifique de croissance développé par MOVPE qui a été utilisé pour la première fois en 1981 pour la réalisation de composants optoélectronique [44]. Ce mode de croissance consiste à épitaxier du matériau III-V sur un substrat InP recouvert partiellement de masques composés de matériau diélectrique. Les phénomènes physiques sur lesquels reposent la SAG seront plus explicités dans le Chapitre 4.
Le principe est résumé sur la Figure 1.9. Avant la croissance épitaxiale, on procède au dépôt de paires de masques en diélectrique de largeurs variables (exemples : largeurs Wm et Wm’ en Figure 1.9a). En fonction des largeurs de masques déposés, on peut ainsi faire varier l’épaisseur du matériau épitaxié entre ces derniers [45]. En particulier, l’épaisseur du matériau déposé augmente avec la largeur des masques utilisés. Si le matériau déposé est constitué de MQWs, on peut ainsi faire varier l’énergie de gap du fait de sa dépendance à l’épaisseur des puits quantiques, déjà abordée en section 1.1.2.3.1 (Figure 1.9b). Le matériau plus mince aura une énergie de gap plus élevée. Les défis technologiques liés à la SAG seront explicités dans le Chapitre 4. A partir d’une unique croissance, il est ainsi possible d’obtenir des zones actives ayant des énergies de gap différentes. Un exemple est présenté en Figure 1.10. Dans cet exemple, le guide comprend trois sections de zones actives ayant été obtenues par SAG et destinées à la réalisation d’un PIC comprenant une diode, un laser et un modulateur. Après retrait des masques, la fabrication collective des composants peut être menée.
Ce mode d’intégration permet d’obtenir une interface entre les zones actives continue, ce qui génère moins de pertes que pour le cas de l’intégration par recroissance Butt-Joint où l’interface est abrupte. Néanmoins, cette transition douce augmente la taille des composants, ce qui peut générer un encombrement plus grand. Contrairement à l’approche Butt-Joint, ici, les structures épitaxiées dans les différentes sections ont le même nombre de puits et de barrières. Ces paramètres ne peuvent pas être optimisés d’une section à l’autre. Néanmoins, la grande force de la SAG est qu’elle permet d’intégrer des dizaines de composants différents en une seule étape de croissance [46]. Pour autant, ces deux modes d’intégration peuvent être utilisés pour un même PIC. Par exemple, l’intégration de sources lasers par SAG suivie d’une intégration de sections passives par recroissance Butt-Joint ont été menées dans le cadre des travaux de thèse de F. Lemaitre au III-V Lab en collaboration avec l’Université d’Eindhoven [43].

L’intégration III-V sur Si pour les télécommunications optiques

Dans cette section, nous étudierons l’intégration de semiconducteurs III-V sur Si pour les télécommunications optiques. Tout d’abord, nous ferons un bref rappel historique de la photonique sur Si puis nous étudierons les deux filières majeures permettant l’intégration III-V sur Si : l’approche monolithique par croissance directe et l’approche hybride par collage. Enfin, nous aborderons un mode d’intégration développé plus récemment : l’intégration par collage et recroissance de matériaux III-V. Cette approche constitue l’axe majeur de ces travaux de thèse.

Historique de la photonique sur Si

Comme explicité en section 1.1.2.1, le silicium (Si), contrairement aux matériaux III-V, possède un gap indirect, ce qui ne le place pas comme candidat idéal pour réaliser des fonctions actives telle que l’émission pour la photonique. Néanmoins, le Si seul peut permettre de réaliser des fonctions passives. En particulier, ce dernier dispose d’un oxyde natif, la silice, ayant un fort contraste avec ce dernier, ce qui permet de réaliser des guides passifs en Si entouré de silice à faibles pertes optiques de propagation et à forte courbure, ce qui réduit considérablement la taille des composants photoniques, et d’augmenter la densité des PICs.
Le silicium est considéré pour la première fois comme candidat pour un composant photonique en 1987 quand R. Soref et B. Bennet mettent en évidence ses effets d’électroabsorption pour la réalisation d’un modulateur optique [18]. En 1994, G. Reed, A. Rickman et F. Namavar démontrent les propriétés de faible pertes optiques induites dans un guide en Si [52]. A partir des années 2000, la photonique sur Si apparait comme une technologie convaicante au niveau industriel pour pouvoir bénéficier de la plateforme 300 mm offerte par le Si [51][53][54].
La photonique sur Si présente un réel intérêt mais elle ne permet pas de réaliser des fonctionnalités actives comme l’émission de lumière du fait du gap indirect du Si. Cela compromet la possibilité de réaliser des sources laser efficaces, composant clé d’un PIC. L’intégration III-V sur Si permet de répondre à ce manque en combinant le meilleur des deux plateformes : les propriétés émettrices des III-V et la maturité industrielle du Si.
Les deux modes d’intégration principaux qui seront décrits dans dans la suite sont les suivants :
– l’intégration monolithique par croissance directe de matériaux III-V sur Si
– l’intégration hybride par collage de III-V sur Si

Intégration monolithique par croissance directe

L’intégration par croissance directe de III-V sur Si est l’approche la plus économiquement intéressante pour mettre à profit toute la surface du substrat Si de 300 mm. Elle permet également de s’affranchir de la consommation d’un substrat III-V coûteux et de taille limitée comme on le verra dans la section 1.2.3. Néanmoins, cette dernière est l’approche la plus exposée aux différences de propriétés entre III-V et Si, qui seront explicitée en section 1.2.2.1.
Malgré ces différences, plusieurs stratégies de croissance ont été développées. Dans la suite, nous développerons les stratégies suivantes: la croissance de matériaux à l’accord de maille sur GaP (1.2.2.2), la croissance avec utilisation de quantum dots (1.2.2.3), la croissance de structures à l’accord de maille sur InP (1.2.2.4), et plusieurs déclinaisons de croissances sélectives (1.2.2.5).

Problématique

Dans cette partie, les différences de propriétés cristallographiques, thermiques et les différences de polarité entre III-V et Si ainsi que leurs impacts sur la qualité de la croissance seront présentés.

Différences de paramètre de maille

Comme explicité dans la section 1.1.2, un des paramètres importants qui caractérise un semiconducteur est son paramètre de maille. Le principe de l’épitaxie consiste à contraindre une couche à prendre le paramètre de maille du substrat. Lorsque la couche et le substrat ne sont pas composés des mêmes matériaux, on parle d’hétéroépitaxie. En particulier, si le paramètre de maille de la couche (acouche) est plus grand que celui du substrat (asubstrat), la couche épitaxiée sur le substrat sera contrainte en compression (Figure 1.17a). Dans le cas inverse, la couche sera contrainte en tension sur le substrat (Figure 1.17b).
Le désaccord de maille noté ∆ se définit par la relation suivante : ∆ = ℎ − (1)
Lorsque la couche n’est pas accordée en maille sur le substrat, cette dernière accumule de l’énergie élastique à mesure qu’elle gagne en épaisseur jusqu’à atteindre une valeur critique. On parle de croissance pseudomorphique. Cette valeur critique est plus faible pour des désaccords de maille élevés : cela réduit la tolérance du matériau à emmagasiner l’énergie élastique. En particulier, pour les familles de matériaux à l’accord de maille sur InP, le désaccord de maille est de 8% par rapport au silicium, ce qui est très élevé et confère une énergie élastique critique faible. Ainsi, lorsque l’énergie emmagasinée par la couche dépasse cette valeur critique, des mécanismes de relaxations apparaissent tels que l’apparition de dislocations dans le matériau afin de relâcher la contrainte [55]. L’épaisseur à partir de laquelle les dislocations apparaissent est appelée l’épaisseur critique (hc).
La relation entre la contrainte et l’épaisseur critique sera abordée plus amplement au Chapitre 3. Les dislocations se propagent ensuite jusqu’à l’interface de recroissance. Un exemple de formation de dislocations lors d’une croissance de GaAs sur Si [56] est présenté en Figure 1.18.
Ces dislocations sont particulièrement nuisibles pour un composant photonique car elles représentent des centres de recombinaison non radiatifs [57]. C’est la cause principale de la dégradation du matériau III-V en recroissance sur Si. Plusieurs solutions ont été développées dans la littérature [58], telles que le développement de recuits après la croissance [57], l’insertion de couche pour filtrer les dislocations [59], l’utilisation de nanostructures telles que les quantum dots (QDs) ou nanofils, moins sensibles aux dislocations [60], ou encore l’utilisation de la croissance sélective dans des tranchées [61][62]. Les deux dernières approches seront plus explicitées dans les sections 1.2.2.3 et 1.2.2.5

Différences de coefficients d’expansion thermique

Les semiconducteurs III-V possèdent des coefficients d’expansion thermique généralement plus élevés que celui du Si. Par exemple, à 300 K, le GaAs et l’InP possèdent respectivement un coefficient de dilatation thermique de 5,73E-6 K-1 et 4,60E-6 K-1 tandis que celui du Si est de 2,6E-6 K-1. Or dans le cas d’une épitaxie III-V sur substrat Si, ce dernier, beaucoup plus épais, va imposer son coefficient d’expansion thermique (CET) à la couche III-V. Cette différence a tendance à induire des contraintes au sein du matériau épitaxié.
A température d’épitaxie, la maille du substrat Si s’est dilatée selon son coefficient d’expansion thermique. C’est donc sur cette maille « dilatée » que le matériau III-V est déposé. La contrainte induite dans la couche est principalement le fait du désaccord paramétrique entre III-V et Si explicité en section 1.2.2.1.1. Lors de la phase de refroidissement en fin d’épitaxie, la maille du matériau III-V se contracte, mais en suivant le coefficient d’expansion thermique imposé par le Si. Elle ne peut donc pas se contracter autant qu’elle le pourrait si elle n’était pas liée au silicium : cela induit une contrainte en tension biaxiale. Cette problématique sera plus amplement abordée dans le Chapitre 3.
De même que pour le désaccord de maille, cette différence de coefficient d’expansion thermique induit donc une énergie élastique emmagasinée par la couche. Si cette dernière excède une valeur d’énergie critique [55], cela peut induire des défauts tels que des fissures au sein de la couche (Figure 1.19). Par exemple, pour une couche de GaAs épitaxiée sur Si, on observe l’apparition de fissures liées à la différence de CET à partir d’une épaisseur critique comprise entre 4,9 et 7 µm, en fonction de la température de croissance [63].

Intégration hétérogène par collage et recroissance

Dans cette section, nous décrivons ce nouveau mode d’intégration qu’est l’intégration par collage et recroissance faisant l’objet de ces travaux de thèse. En particulier, le procédé technologique pour la réalisation de cette filière d’intégration ainsi que le véhicule test seront décrits.

Description de la filière d’intégration

La filière d’intégration par collage et recroissance que l’on souhaite développer dans le cadre de ces travaux de thèse est décrite en Figure 1.44. Cette dernière s’apparente fortement à la filière d’intégration par wafer-bonding, décrite en section 1.2.3.1.1, mais au lieu d’intégrer une jonction p-i-n, ici, seule une fine couche d’InP (100 nm) est intégrée (Figure 1.44d). Le mode de fabrication de ce germe collé peut être réalisé soit par gravure sélective avec utilisation d’une couche sacrificielle (ici en InGaAs), ou bien par Smart-CutTM. L’objectif de ces travaux de thèse est de développer l’étape de recroissance sur fine couche d’InP collée (Figure 1.44e). Le développement de ce savoir-faire pourrait permettre de développer la recroissance BJ ou la SAG pour l’intégration de plusieurs zones actives sur un même wafer (Figure 1.44f) ou encore la recroissance SIBH pour améliorer les propriétés thermiques des composants (Figure 1.44e). L’intégration par SAG de plusieurs zones actives pour la réalisation de lasers multi-longueur d’onde, en particulier, représentera un axe majeur de ces travaux de thèse développé dans le Chapitre 4.

Collaboration tripartite : III-V Lab, CEA-Leti et LTM

Ces travaux ont été réalisés dans le cadre de collaborations entre le III-V Lab, le CEA-Leti et le Laboratoire des Technologies de la Microélectronique (LTM). Dans ce contexte, j’ai effectué l’ensemble des épitaxies, les caractérisations matériau (hors TEM/STEM), le codage de masques, la fabrication des composants ainsi que les mesures au III-V Lab à Palaiseau. Les collages ont été menés par les équipes de F. Fournel au CEA-Leti à Grenoble. Les équipes de T. Baron du LTM ont réalisé l’ensemble des caractérisations au microscope électronique en transmission (TEM) et microscope électronique en transmission à balayage (STEM).

Définition du véhicule test : substrat InP-SiO2/Si

L’objectif de ces travaux de thèse est de développer la recroissance de matériaux III-V après l’étape de collage direct. A ce stade, l’enjeu est de valider la qualité du matériau en recroissance. Pour ce faire, un véhicule test simple à fabriquer a été défini et est présenté en Figure 1.45 : le substrat InP-SiO2/Si (InPoSi) qui sera détouré au format 4 pouces dans la suite. Ce dernier possède la même configuration de collage qu’un substrat InP-SOI, à savoir, une fine couche d’InP collée sur silice, mais il est beaucoup plus simple à fabriquer. La transposabilité des résultats obtenus sur un substrat InPoSi à un substrat InP-SOI sera abordée dans le Chapitre 3.

Table des matières

Introduction
Chapitre 1 L’intégration des matériaux III-V sur Si pour les télécommunications optiques
1.1 L’intégration photonique sur InP pour les télécommunications optiques
1.1.1 Préambule : historique de l’intégration photonique
1.1.2 Les semiconducteurs III-V
1.1.3 L’intégration photonique sur InP
1.2 L’intégration III-V sur Si pour les télécommunications optiques
1.2.1 Historique de la photonique sur Si
1.2.2 Intégration monolithique par croissance directe
1.2.3 Intégration hétérogène par collage
1.2.4 Intégration hétérogène par collage et recroissance
1.3 Conclusion
Chapitre 2 Etude du comportement à haute température du substrat InP–SiO2/Si
2.1 Procédé de fabrication du substrat InP-SiO2/Si
2.1.1 Etape 1 : croissance par MOVPE sur substrat InP
2.1.2 Etape 2 : préparation des surfaces à coller
2.1.3 Etape 3 : collage direct
2.1.4 Etape 4 : retrait du substrat InP et de la couche sacrificielle InGaAs
2.1.5 Synthèse
2.2 Etude de la stabilité en température du collage InP – SiO2
2.2.1 Etude de la désorption d’hydrogène dans un substrat InP-SiO2/Si
2.2.2 Etude de la diffusion latérale d’hydrogène
2.2.3 Synthèse
2.3 Développement de procédés de dégazage
2.3.1 Approches développées dans l’état de l’art
2.3.2 Utilisation de tranchées de dégazage
2.3.3 Utilisation de cavités de dégazage enterrées
2.3.4 Synthèse
2.4 Conclusions
Chapitre 3 Etude de la recroissance de matériaux à base d’AlGaInAs sur substrat InPSiO2/Si
3.1 Introduction
3.1.1 Préambule
3.1.2 Introduction au chapitre
3.2 Etude de la recroissance d’une structure active à base d’AlGaInAs sur substrat InPSiO2/Si
3.2.1 Préambule
3.2.2 Caractérisations in-situ pendant la croissance
3.2.3 Caractérisations ex-situ après la croissance
3.2.4 Validation de recroissance sur substrat InP-SOI
3.2.5 Synthèse
3.3 Comparaison de laser à contacts larges sur substrats InP-SiO2/Si et InP
3.3.1 Préambule
3.3.2 Design de la structure de comparaison
3.3.3 Caractérisations de la structure
3.3.4 Fabrication des lasers à contact large
3.3.5 Evaluation des performances des composants lasers
3.3.6 Synthèse
3.4 Mise en perspective par rapport à l’état de l’art
3.4.1 Structures photoniques basées sur une jonction p-i-n horizontale
3.4.2 Structures photoniques basées sur une jonction p-i-n verticale
3.4.3 Bilan
3.5 Conclusions
Chapitre 4 Croissance sélective (SAG) pour la réalisation de sources laser multi-longueur d’onde sur silicium
4.1 Introduction à la croissance sélective (SAG)
4.1.1 Principe de la SAG
4.1.2 Applications de la SAG
4.1.3 Synthèse
4.2 Développement de la SAG sur substrat InP-SiO2/Si
4.2.1 Etat de l’art
4.2.2 Développement d’un nouveau procédé pour la SAG au III-V Lab
4.2.3 Calibrages de structures actives obtenues par SAG
4.2.4 Simulations des structures obtenues par SAG
4.2.5 Synthèse
4.3 Fabrication de sources laser multi-longueurs d’onde sur silicium
4.3.1 Motivations
4.3.2 Choix du démonstrateur
4.3.3 Procédé de fabrication
4.3.4 Caractérisations
4.3.5 Synthèse
4.4 Conclusions
Conclusion générale
Bibliographie

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